AT410446B - Ultrahochfeste dreiphasen-stähle mit ausgezeichneter tieftemperaturzähigkeit - Google Patents

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Description


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   Gebiet der Erfindung 
Diese Erfindung betrifft ultrahochfeste, schweissbare, niedrig-legierte Dreiphasen-Stahlbleche mit ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit sowohl des Basisblechs als auch der Wärmeeinfluss- zone ("heat affected zone", HAZ), wenn sie geschweisst werden. Ausserdem betrifft diese Erfindung ein Verfahren zur Herstellung solcher Stahlbleche. 



   Hintergrund der Erfindung 
Verschiedene Begriffe werden in der folgenden Beschreibung definiert. Der Zweckmässigkeit halber wird hier ein Glossar von Begriffen unmittelbar vor den Patentansprüchen bereitgestellt. 



   Häufig besteht ein Bedarf, unter Druck stehende flüchtige Flüssigkeiten bei tiefen Temperatu- ren, d. h. bei Temperaturen von weniger als ca. -40 C (-40 F), zu lagern und zu transportieren. Z.B. besteht ein Bedarf an Behältern zu Lagerung und zum Transport von verflüssigtem Erdgas unter Druck ("pressurized liquefied natural gas", PLNG) bei einem Druck im breiten Bereich von ca. 



  1035 kPa (150 psia) bis ca. 7590 kPa (1100 psia) und bei einer Temperatur im Bereich von ca. 



  -123 C   (-190 F)   bis ca. -62 C   (-80 F).   Es besteht ebenfalls ein Bedarf an Behältern zum sicheren und wirtschaftlichen Lagern und Transportieren anderer flüchtiger Flüssigkeiten mit hohem Dampf- druck, wie Methan, Ethan und Propan, bei tiefen Temperaturen. Zur Konstruktion solcher Behälter aus einem geschweissten Stahl muss der Stahl eine angemessene Festigkeit aufweisen, um dem Flüssigkeitsdruck standzuhalten, und eine angemessene Zähigkeit, um einen Brucheintritt, d. h. das Eintreten eines Versagens, bei den Betriebsbedingungen sowohl im Basisstahl als auch in der HAZ zu verhindern. 



   Die Risshaltetemperatur ("Ductile to Brittle Transition Temperature", DBTT) skizziert zwei Bruch- bereiche in Baustählen. Bei Temperaturen unterhalb der DBTT neigt ein Versagen im Stahl durch Niedrigenergie-Trenn-(Spröd)-Bruch aufzutreten, während bei Temperaturen oberhalb der DBTT ein Versagen im Stahl durch Hochenergie-Verformungsbruch aufzutreten neigt. In der Konstruktion von Lager- und Transportbehältern für die zuvor genannten Tieftemperaturanwendungen und für andere Traglast-Tieftemperaturdienste verwendete geschweisste Stähle müssen DBTTs deutlich unterhalb der Arbeitstemperatur sowohl im Basisstahl als auch in der HAZ aufweisen, um ein Versagen durch Niedrigenergie-Trennbruch zu vermeiden. 



   Nickel-haltige Stähle, die herkömmlich für Tieftemperatur-Konstruktionsanwendungen verwen- det werden, z. B. Stähle mit Nickel-Gehalten von mehr als ca. 3   Gew.-%,   besitzen niedrige DBTTs, aber weisen ebenfalls relativ geringe Zugfestigkeiten auf. Typischerweise haben handelsübliche Ni-Stähle mit 3,5 Gew. -% Ni, 5,5 Gew. -% Ni und 9 Gew. -% Ni DBTTs von ca. -100 C   f150 F),   -155 C (-250 F) bzw. -175 C (-280 F) und Zugfestigkeiten von bis zu ca. 485 MPa (70 ksi), 620 MPa (90 ksi) bzw. 830 MPa (120 ksi). Um diese Kombinationen aus Festigkeit und Zähigkeit zu erreichen, unterlaufen diese Stähle allgemein einer kostspieligen Verarbeitung, z. B. einer dop- pelten Glühbehandlung.

   Im Falle von Tieftemperaturanwendungen verwendet die Industrie derzeit diese kommerziellen Nickel-haltigen Stähle wegen ihrer guten Zähigkeit bei niedrigen Temperatu- ren, aber rruss um ihre relativ geringen Zugfestigkeiten herum entwickeln. Die Konstruktionen erfordern allgemein übermässige Stahldicken für lasttragende Tieftemperaturanwendungen. Daher neigt die Verwendung dieser Nickel-haltigen Stähle in lasttragenden Tieftemperaturanwendungen dazu, aufgrund der hohen Kosten des Stahls in Kombination mit den erforderlichen Stahldicken teuer zu sein. 



   Andererseits besitzen verschiedene handelsübliche hochfeste niedriglegierte ("high strength, low alloy", HSLA) Stähle des Standes der Technik mit niedrigem und mittlerem Kohlenstoff-Gehalt, z. B. AISI 4320- oder 4330-Stähle, das Potential für überlegene Zugfestigkeiten (z. B. mehr als ca. 



  830 MPa (120   ksi))   und niedrige Kosten, aber leiden an relativ hohen DBTTs im allgemeinen und speziell in der geschweissten Wärmeeinflusszone (HAZ). Allgemein besteht bei diesen Stählen eine Tendenz, dass die Schweissfähigkeit und Niedrigtemperaturzähigkeit abnimmt, wenn die Zugfestig- keit zunimmt. Aus diesem Grund werden die derzeitigen handelsüblichen HSLA-Stähle des Stan- des der Technik allgemein nicht für Tieftemperaturanwendungen in Betracht gezogen.

   Die hohe DBTT der HAZ in diesen Stählen besteht allgemein wegen der Bildung ungewünschter Mikrostruk- turen, die aus den thermischen Schweisszyklen in den grobkörnigen und interkritisch wiederer- 

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 wärmten HAZs auftreten, d.h. in den HAZs, die auf eine Temperatur von etwa der Ac1-Umwand- lungstemperatur bis etwa zur   Ac3-Umwandlungstemperatur   erwärmt werden. (Siehe Glossar für die Definitionen der Ac1- und   AC3-Umwandlungstemperaturen.)   Die DBTT nimmt signifikant mit zj- nehmender Korngrösse und versprödenden Mikrostrukturbestandteilen, wie Martensit-Austenit- (MA)-Inseln, in der HAZ zu. Z. B. ist die DBTT für die HAZ in einem HSLA-Stahl des Standes der Technik, X100-Leitungsrohr für die O1- und Gasübertragung, höher als ca. -50 C (-60 F).

   Es gibt bedeutende Anreize in den Energiespeicherungs- und-transportsektoren für die Entwicklung neuer Stähle, die die Niedrigtemperatur-Zähigkeitseigenschaften der oben genannten kommerziellen Nickel-haltigen Stähle mit den hochfesten und kostengünstigen Eigenschaften der HSLA-Stähle kombinieren, während sie ebenfalls eine ausgezeichnete Schweissbarkeit und die gewünschte Dickprofilfähigkeit bereitstellen, d. h. die Fähigkeit zur Bereitstellung im wesentlichen der gewünsch- ten Mikrostruktur und Eigenschaften (z. B. Festigkeit und Zähigkeit), insbesondere bei Dicken von gleich oder mehr als ca. 25 mm (1 Zoll). 



   In Nicht-Tieftemperaturanwendungen werden die meisten handelsüblichen HSLA-Stähle des Standes der Technik mit niedrigem und mittlerem Kohlenstoff-Gehalt aufgrund ihrer relativ gerin- gen Zähigkeit bei hohen Festigkeiten entweder mit einem Bruchteil ihrer Festigkeiten konstruiert oder alternativ zu geringeren Festigkeiten zum Erhalt akzeptabler Zähigkeit verarbeitet. Bei Ma- schinenbau-Anwendungen führen diese Ansätze zu einer erhöhten Schichtdicke und daher höhe- ren Komponentengewichten und letztlich höheren Kosten, als wenn das Hochfestigkeitspotential der HSLA-Stähle vollständig ausgenutzt werden könnte. In einigen kritischen Anwendungen, wie Hochleistungsgetrieben, werden Stähle verwendet, die mehr als ca. 3 Gew. -% Ni enthalten (wie AISI 48XX, SAE 93SS, etc. ), um eine ausreichende Zähigkeit beizubehalten.

   Dieser Ansatz führt zu wesentlichen Kostennachteilen, um die überlegene Festigkeit der HSLA-Stähle zu erreichen. 



  Ein zusätzliches Problem, das bei der Verwendung von kommerziellen Standard-HSLA-Stählen angetroffen wird, ist das Wasserstoffreissen in der HAZ, insbesondere wenn Schweissen mit gerin- ger Wärmeeinwirkung verwendet wird. 



   Es gibt bedeutende wirtschaftliche Anreize und einen definiten Maschinenbaubedarf für die kostengünstige Steigerung der Zähigkeit bei hohen und ultrahohen Festigkeiten in niedriglegierten Stählen. Insbesondere besteht ein Bedarf an einem Stahl mit vernünftigem Preis, der eine ultra- hohe Festigkeit besitzt, d. h. eine Zugfestigkeit von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi), und eine aus- gezeichnete Tieftemperaturzähigkeit, z. B. eine DBTT von weniger als ca. -62 C (-80 F), sowohl im Basisblech, wenn es in der Querrichtung getestet wird (siehe Glossar zur Definition von Querrich- tung), als auch in der HAZ, zur Verwendung in kommerziellen Tieftemperaturanwendungen. 



   Entsprechend sind die primären Aufgaben der vorliegenden Erfindung die Verbesserung der HSLA-Stahltechnologie des Standes der Technik zur Anwendbarkeit bei tiefen Temperaturen in drei Schlüsselbereichen: (i) Verringerung der DBTT auf weniger als ca. -62 C (-80 F) im Basisstahl in der Querrichtung und in der geschweissten HAZ, (ii) Erreichen einer Zugfestigkeit von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi) und (iii) Bereitstellen überlegener Schweissbarkeit. Andere Aufgaben der vorliegenden Erfindung sind das Erreichen der zuvor genannten HSLA-Stähle mit Dickprofilfähig- keit, bevorzugt für Dicken von gleich oder mehr als ca. 25 mm (1 Zoll), und dieses Erreichen unter Verwendung derzeit handelsüblicher Verarbeitungstechniken, so dass die Verwendung dieser Stähle in kommerziellen Tieftemperaturverfahren wirtschaftlich machbar ist. 



   Zusammenfassung der Erfindung 
In Übereinstimmung mit den oben genannten Aufgaben der vorliegenden Erfindung wird eine Verarbeitungsmethodik bereitgestellt, in der eine niedriglegierte Stahlplatte der gewünschten Chemie auf eine zweckmässige Temperatur wiedererwärmt, dann zur Bildung eines Stahlblechs warmgewalzt und am Ende des Warmwalzens durch Abschrecken mit einer geeigneten Flüssigkeit wie Wasser auf eine geeignete Abschreckstopptemperatur ("Quench Stop Temperature", QST) schnell abgekühlt wird, um eine feinkörnige Dreiphasen-Mikroverbundstruktur zu erzeugen.

   Eine solche Dreiphasen-Mikroverbundstruktur ist bevorzugt aus bis zu ca. 40 Vol.-% einer weicheren Ferrit-Phase, ca. 50 Vol.-% bis ca. 90 Vol.-% einer festeren zweiten Phase aus hauptsächlich feinkörnigem Lanzettmartensit ("lath martensite"), feinkörnigem unterem Bainit, feinkörnigem Bainit ("fine granular bainite", FGB) oder Mischungen daraus und bis zu ca. 10   Vol.-%   einer zähigkeits- 

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 steigernden dritten Phase aus Abschreckaustenit zusammengesetzt. In einer Ausführungsform dieser Erfi ndung umfasst die weiche Ferrit-Phase hauptsächlich deformierten Ferrit (wie hier und im Glossar definiert). 



   Ebenfalls in Übereinstimmung mit den oben genannten Aufgaben der vorliegenden Erfindung sind erfindungsgemäss verarbeitete Stähle besonders geeignet für viele Tieftemperaturanwendun- gen, indem die Stähle die folgenden Eigenschaften besitzen, bevorzugt, ohne hierdurch diese   Erfindung einzuschränken, für Stahlblechdicken von ca. 25 mm (1 Zoll) und mehr :

   eine DBTT   von weniger als ca. -62 C (-80 F), bevorzugt weniger als ca. -73 C (-100 F), besonders bevorzugt weniger als ca. -100 C (-150 F) und noch mehr bevorzugt weniger als ca. -123 C (-190 F) im Basisstahl in der Querrichtung und in der geschweissten HAZ,   (ii)   eine Zu gfestigkeit von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi), bevorzugt mehr als ca. 860 MPa (125 ksi), besonders bevorzugt mehr als ca. 900 MPa (130 ksi) und noch mehr bevorzugt mehr als ca. 1000 MPa (145 ksi),   (iii)   eine überle- gene Schweissbarkeit und (iv) eine verbesserte Zähigkeit gegenüber handelsüblichen Standard- HSLA-Stählen. 



   Beschreibung der Abbildungen 
Die Vorteile der vorliegenden Erfindung werden unter Bezugnahme auf die folgende ausführli- che Beschreibung und die anliegenden Abbildungen besser verstanden werden, worin dargestellt wird : 
Figur 1 ist eine schematische Illustration eines verwundenen Risspfads in der Dreiphasen- Mikroverbundstruktur der Stähle dieser Erfindung; 
Figur 2A ist eine schematische Illustration der Austenit-Korngrösse in einer Stahlplatte nach dem Wiedererwärmen gemäss der vorliegenden Erfindung; 
Figur 2B ist eine schematische Illustration der früheren Austenit-Korngrösse (siehe Glossar) in einer Stahlplatte nach Warmwalzen im Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert, aber vor dem Warmwalzen im Temperaturbereich, in dem Austenit nicht rekristallisiert, gemäss der vorlie- genden Erfindung;

   
Figur 2C ist eine schematische Illustration der gedehnten   Pfannkuchen-("pancake")-Kornstruk-   tur in Austenit mit einer sehr feinen effektiven Korngrösse in der Dickenrichtung eines Stahlblechs nach Beendigung der TMCP gemäss der vorliegenden Erfindung; 
Figur 3 ist eine exemplarische transmissionselektronenmikroskopische Aufnahme, die die Dreiphasen-Mikrostruktur in einem erfindungsgemässen Stahl zeigt ; und 
Figur 4 ist ene exemplarische transmissionselektronenmikroskopische Aufnahme der FGB- Mikrostruktur in einem erfindungsgemässen Stahl. 



   Obwohl die vorliegende Erfindung im Zusammenhang mit ihren bevorzugten Ausführungsfor- men beschrieben wird, ist es selbstverständlich, dass die Erfindung nicht darauf beschränkt ist. Im Gegenteil soll die Erfindung alle Alternativen, Modifikationen und Äquivalente umfassen, die im Sinne und Umfang der Erfindung eingeschlossen sein können, wie sie durch die anliegenden Patentansprüche definiert wird. 



   Ausführliche Beschreibung der Erfindung 
Die vorliegende Erfindung betrifft die Entwicklung neuer HSLA-Stähle, die die oben beschrie- benen Herausforderungen erfüllen, indem eine feinkörnige dreiphasige Mikroverbundstruktur erzeugt wird. Eine solche Dreiphasen-Mikroverbundstruktur umfasst bis zu ca. 40   Vol.-%   einer Ferrit-Phase, ca. 50 bis ca. 90   Vol.-%   einer zweiten Phase aus hauptsächlich feinkörnigem Lan- zettmartensit, feinkörnigem unterem Bainit, feinkörnigem Bainit (FGB) oder Mischungen daraus und bis zu ca. 10   Vol.-%   einer dritten Phase aus Abschreckaustenit ("retained austenite") (RA). Der RA schliesst Filmschichten aus RA an den Grenzen von feinkörnigem Lanzettmartensit/feinkörni- gem unterem Bainit und RA ein, der innerhalb des FGB (wie hier definiert) auftritt.

   In einigen Aus- führungsformen dieser Erfindung umfasst die Ferrit-Phase hauptsächlich deformierten Ferrit und den Rest polygonalen Ferrit (PF). In einigen Ausführungsformen dieser Erfindung umfasst die zweite Phase hauptsächlich FGB. In einigen Ausführungsformen dieser Erfindung umfasst die zweite Phase hauptsächlich feinkörnigen Lanzettmartensit, feinkörnigen unteren Bainit oder 

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Mischungen daraus. Die anderen Bestandteile, die die Struktur ausmachen, können nadelförmigen 
Ferrit   ("'acicular   ferrite", AF), oberen Bainit ("upper bainite", UB), degenerierten oberen Bainit (DUB) und dgl. einschliessen, wie sie den Fachleuten vertraut sind. 



   Die Erfindung beruht auf einer neuen Kombination von Stahlchemie und der Verarbeitung zur 
Bereitstellung von sowohl intrinsischem als auch mikrostrukturellem Anlassen zur Verringerung der 
DBTT sowie der Steigerung der Zähigkeit bei hohen Festigkeiten. Intrinsisches Anlassen wird durch die vernünftige Balance der kritischen Legierungselemente im Stahl wie ausführlich in dieser 
Beschreibung beschrieben erreicht. Mikrostrukturelles Anlassen resultiert aus dem Erreichen einer sehr feinen effektiven Korngrösse sowie der Erzeugung einer sehr feinen Dispersion von verfesti- genden und zähmachenden Phasen, während simultan die effektive Korngrösse ("mittlere Gleit- distanz") in der weicheren deformierten Ferrit-Phase reduziert wird.

   Die verfestigende und zähma- chende Phasendispersion wird optimiert, um wesentlich die Verwindung im Risspfad zu optimieren, wodurch die Riss-Ausbreitungsbeständigkeit im Mikroverbundstahl gesteigert wird. 



   Die feine effektive Korngrösse in der vorliegenden Erfindung wird auf zwei Weisen erreicht. Zu- erst wird die TMCP wie nachfolgend beschrieben verwendet, um eine feine Austenit-Pfannkuchen- struktur oder -dicke zu erhalten. Zweitens wird eine weitere Verfeinerung der Austenit-Pfannkuchen durch die Bildung von feinkörnigem Lanzettmartensit und/oder feinkörnigem unterem Bainit er- reicht, die in Paketen und/oder durch Bildung von FGB wie unten beschrieben auftreten. Dieser integrierte Ansatz stellt eine sehr feine effektive Korngrösse bereit, speziell in der Dickenrichtung. 



  Wie hier in der Beschreibung dieser Erfindung verwendet, bezeichnet die "effektive Korngrösse" die mittlere Austenit-Pfannkuchendicke nach Beendigung des Walzen im TMCP gemäss dieser Erfi n- dung und die mittlere Paketbreite oder mittlere Korngrösse nach Beendigung der Umwandlung der Austenit-Pfannkuchen zu Paketen aus feinkörnigem Lanzettmartensit und/oder feinkörnigem unterem Bainit bzw. FGB. 



   Gemäss dem Vorhergehenden wird ein Verfahren zur Herstellung eines ultrahochfesten, Drei- phasen-Stahlblechs mit einer Mikroverbundstruktur bereitgestellt, die bis zu 40 Vol.-% einer ersten Phase aus Ferrit, bevorzugt hauptsächlich deformiertem Ferrit, ca. 50 bis ca. 90 Vol.-% einer zweiten Phase aus hauptsächlich feinkörnigem Lanzettmartensit, feinkörnigem unterem Bainit, FGB oder Mischungen, daraus und eine dritte Phase aus bis zu ca. 10 Vol.-% Abschreckaustenit    umfasst, worin das Verfahren die folgenden Schritte umfasst :

   Erwärmen einer Stahlblech auf eine   Wiedererwärmungstemperatur, die ausreichend hoch ist, um (i) die Stahlplatte im wesentlichen zu homogenisieren, (ii) im wesentlichen alle Carbide und Kohlenstoffnitride von Niob und Vanadium in der Stahlplatte aufzulösen und (iii) feine Austenit-Startkörner in der Stahlplatte zu erzeugen ;   Reduzieren der Stahlplatte zur Bildung eines Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzsti-   chen in einem ersten Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert; (c) weiteres Reduzieren des Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem zweiten Temperaturbereich unterhalb der   Tnr-Temperatur   und oberhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur;

   (d) weiteres Reduzieren des Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem dritten Tempera- turbereich unterhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur und oberhalb etwa der Ar1-Umwand- lungstemperatur (d. h. im interkritischen Temperaturbereich); (e) Abschrecken des Stahlblechs mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von wenigstens ca. 10 C pro Sekunde (18 F/s) auf eine Abschreck-Stopptemperatur ("Quench Stop Temperature", QST) von bevorzugt unter ca. 600 C (1110 F); und (f) Beenden des Abschreckens. In einer anderen Ausführungsform dieser Erfindung ist die QST bevorzugt unterhalb etwa der Ms Umwandlungstemperatur plus 100 C (180 F) und ist besonders bevorzugt unterhalb etwa 350 C (662 F). In noch einer anderen Ausführungsform dieser Erfindung ist die QST bevorzugt Umgebungstemperatur.

   In einer Ausführungsform dieser Erfindung lässt man das Stahlblech auf Umgebungstemperatur nach Schritt (f) luftkühlen. Wie hier in der Beschreibung der vorliegenden Erfindung verwendet, bezeichnet Abschrecken das be- schleunigte Abkühlen durch ein beliebiges Mittel, wobei eine nach ihrer Tendenz zur Erhöhung der Abkühlungsgeschwindigkeit des Stahls ausgewählte Flüssigkeit verwendet wird, im Gegensatz zu Luftkühlen des Stahls auf Umgebungstemperatur. Die Verarbeitung dieser Erfindung erleichtert die Umwandlung der Mikrostruktur des Stahlblechs zu einer Mikroverbundstruktur, die bis zu etwa 40 Vol.-% einer ersten Phase aus Ferrit, ca. 50 bis ca. 90   Vol.-%   einer zweiten Phase aus haupt- sächlich feinkörnigem Lanzettmartensit, feinkörnigem unterem Bainit, FGB oder Mischungen daraus und eine dritte Phase aus bis zu 10 Vol.-% Abschreckaustenit umfasst.

   Die anderen 

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   Bestandteile/Phasen,   die die Mikrostruktur umfassen, können nadelförmigen Ferrit (AF), oberen Bainit (UB), degenerierten oberen Bainit (DUB) und dgl. einschliessen. In einigen Ausführungsfor- men dieser Erfindung wird das Stahlblech auf Umgebungstemperatur luftgekühlt, nachdem das Abschrecken beendet ist. (Siehe Glossar für die Definitionen der   Tnr-Temperatur   und der Ar3- und 
 EMI5.1 
 



   Um Umgebungs- und Tieftemperaturzähigkeit sicherzustellen, umfasst die Mikrostruktur der zweiten Phase in Stählen dieser Erfindung hauptsächlich feinkörnigen unteren Bainit, feinkörnigen Lanzettmartensit, FGB oder Mischungen daraus. Es ist bevorzugt, die Bildung von Versprödungs- bestandteilen, wie oberem Bainit, Zwillingsmartensit und Martensit-Austenit (MA), in der zweiten Phase im wesentlichen zu minimieren. Wie in der Beschreibung der vorliegenden Erfindung und in den Patentansprüchen verwendet, meint "hauptsächlich" wenigstens ca. 50 Vol.-%. Der Rest der Zweitphasen-Mikrostruktur kann AF, UB, DUB und dgl. umfassen.

   In einer Ausführungsform dieser Erfindung umfasst die Mikrostruktur der zweiten Phase wenigstens ca. 60 Vol.-% bis ca. 80 Vol.-%, noch mehr bevorzugt wenigstens ca. 90 Vol.-% feinkörnigen unteren Bainit, feinkörnigen Lanzett- martensit oder Mischungen daraus. Diese Ausführungsform ist besonders geeignet für Festigkeiten von mehr als ca. 930 MPa (135 ksi). In einer anderen Ausführungsform umfasst die Mikrostruktur der zweiten Phase hauptsächlich FGB. In diesem Fall kann der Rest der zweiten Phase feinkörni- gen unteren Bainit, feinkörnigen Lanzettmartensit, AF, UB, DUB und dgl. umfassen. Diese Ausfüh- rungsform ist besonders geeignet für Stähle mit geringerer Festigkeit, d. h. mit weniger als ca. 



  930 MPa (135 ksi), aber mehr als ca. 830 MPa (120 ksi). 



   Eine Ausführungsform dieser Erfindung schliesst ein Verfahren zur Herstellung eines Zweipha- sen-Stahlblechs mit einer Mikrostruktur ein, die ca. 10 bis ca. 40 Vol.-% einer ersten Phase aus im wesentlichen 100 Vol.-% ("wesentlich") Ferrit und ca. 60 bis ca. 90 Vol.-% einer zweiten Phase aus hauptsächlich feinkörnigem Lanzettmartensit, feinkörnigem unterem Bainit oder Mischungen dar-   aus umfasst, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst : Erwärmen einer Stahlplatte auf   eine Wiedererwärmungstemperatur, die ausreichend hoch ist, um (i) die Stahlplatte im wesentli- chen zu homogenisieren, (ii) im wesentlichen alle Carbide und Kohlenstoffnitride von Niob und Vanadium in der Stahlplatte aufzulösen und (iii) feine Austenit-Startkörner in der Stahlplatte zu erzeugen ;

   (b) Reduzieren der Stahlplatte zur Bildung eines Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem ersten Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert; (c) weiteres Reduzieren des Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem zweiten Tempera- turbereich unterhalb etwa der Tnr-Temperatur und oberhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur; (d) weiteres Reduzieren des Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem dritten Temperaturbereich zwischen etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur und etwa der Ar1- Umwandlungstemperatur;

   (e) Abschrecken des Stahlblechs mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von ca. 10 bis ca. 40 C pro Sekunde (18 bis 72 F/s) auf eine Abschreckstopptemperatur unterhalb etwa der Ms-Umwandlungstemperatur plus 200 C (360 F); und (f) Beenden des Abschreckens, wobei die Schritte durchgeführt werden, um die Umwandlung der Mikrostruktur des Stahlblechs zu etwa 10 bis etwa 40 Vol.-% einer ersten Phase aus Ferrit und etwa 60 bis etwa 90 Vol.-% einer zweiten Phase aus hauptsächlich feinkörnigem Lanzettmartensit, feinkörnigem unterem Bainit oder Mischungen daraus zu erleichtern. Wie hier und in den Patentansprüchen verwendet, meint "Drei- phasen" wenigstens drei Phasen, und "Zweiphasen" meint wenigstens zwei Phasen. Weder der Begriff "Dreiphasen" noch "Zweiphasen" soll diese Erfindung beschränken. 



   Eine erfindungsgemäss verarbeitete Stahlplatte wird in einer traditionellen Weise hergestellt und umfasst in einer Ausführungsform Eisen und die folgenden Legierungselemente, bevorzugt in den in der folgenden Tabelle I angegebenen Gewichtsbereichen: 
Tabelle I 
 EMI5.2 
 
<tb> Legierungselement <SEP> Bereich <SEP> (Gew.-%)
<tb> 
<tb> Kohlenstoff <SEP> (C) <SEP> 0,03-0,12, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 0,03-0,07
<tb> 
<tb> Mangan <SEP> (Mn) <SEP> bis <SEP> zu <SEP> ca.

   <SEP> 2,5, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 1,0-2,0
<tb> 
<tb> Nickel <SEP> (Ni) <SEP> 1,0-3,0, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 1,5-3,0
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 6> 

 
 EMI6.1 
 
<tb> Legierungselement <SEP> Bereich <SEP> (Gew.-%)
<tb> 
<tb> Niob <SEP> (Nb) <SEP> 0,02-0,1, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 0,02-0,05
<tb> 
<tb> Titan <SEP> (Ti) <SEP> 0,008-0,03, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 0,01-0,02
<tb> 
<tb> Aluminium <SEP> ( <SEP> AI) <SEP> 0,001-0,05, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 0,005-0,03
<tb> Stickstoff <SEP> (N) <SEP> 0,002-0,005, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 0,002-0,003
<tb> 
 
Chrom (Cr) wird manchmal zum Stahl hinzugegeben, bevorzugt bis zu 1,0 Gew. -% und beson- ders bevorzugt ca. 0,2 bis ca. 0,6 Gew.-%. 



   Molybdän (Mo) wird manchmal zum Stahl hinzugegeben, bevorzugt bis zu ca. 0,8 Gew. -% und besonders bevorzugt ca. 0,1bis ca. 0,3 Gew.-%. 



   Silicium (Si) wird manchmal zum Stahl hinzugegeben, bevorzugt bis zu 0,5 Gew. -%, besonders bevorzugt ca. 0,01 bis 0,5 Gew. -% und noch mehr bevorzugt ca. 0,05 bis ca. 0,1 Gew. -%. 



   Kupfer (Cu), bevorzugt im Bereich von ca. 0,1bis ca. 1,0   Gew.-%,   besonders bevorzugt im Be- reich von ca. 0,2 bis ca. 0,4 Gew. -%, wird manchmal zum Stahl hinzugegeben. 



   Bor (B) wird manchmal zum Stahl hinzugegeben, bevorzugt bis zu ca. 0,0020 Gew. -% und be- sonders bevorzugt ca. 0,0006 bis ca. 0,0015 Gew.-%. 



   Der Stahl enthält bevorzugt wenigstens ca. 1 Gew.-% Nickel. Der Nickel-Gehalt des Stahls kann auf über ca. 3 Gew. -% erhöht werden, falls gewünscht, um die Funktion nach dem Schwei- &num;en zu steigern. Von jeder Zugabe von 1 Gew.-% Nickel wird erwartet, dass sie die DBTT des Stahls um ca. 10 C (18 F) verringert. Der Nickel-Gehalt beträgt bevorzugt weniger als 9   Gew.-%,   besonders bevorzugt weniger als ca. 6 Gew.-%. Der Nickel-Gehalt wird bevorzugt minimiert, um die Kosten des Stahls zu minimieren. Falls der Nickel-Gehalt auf über ca. 3 Gew. -% erhöht wird, kann der Mangan-Gehalt auf unter ca. 0,5 Gew. -% bis herab zu 0,0 Gew. -% verringert werden. 



   Zusätzlich werden Reste im Stahl bevorzugt im wesentlichen minimiert. Der Phosphor-Gehalt (P) beträgt bevorzugt weniger als ca. 0,01 Gew. -%. Der Schwefel-Gehalt (S) beträgt bevorzugt weniger als ca. 0,004 Gew.-%. Der Sauerstoff-Gehalt (0) beträgt bevorzugt weniger als 0,002 Gew.-%. 



   Verarbeitung der Stahlplatte (1) Verringerung der DBTT 
Das Erreichen einer niedrigen DBTT, z. B. von weniger als ca. -62 C   80 F)   in der Querrich- tung des Basisblechs und in der HAZ, ist eine Schlüsselherausforderung in der Entwicklung neuer HSLA-Stähle für Tieftemperaturanwendungen. Die technische Herausforderung liegt darin, die Festigkeit in der vorliegenden HSLA-Technologie beizubehalten/zu erhöhen, während die DBTT, speziell in der HAZ, verringert wird. Die vorliegende Erfindung verwendet ene Kombination aus Legieren und Verarbeiten, um sowohl die intrinsischen als auch die mikrostrukturellen Beiträge zur Bruchbeständigkeit in einer Weise zu verändern, um einen niedriglegierten Stahl mit ausgezeich- neten Tieftemperatureigenschaften im Basisblech und in der HAZ zu erzeugen, wie nachfolgend beschrieben. 



   In dieser Erfindung wird das mikrostrukturelle Anlassen zur Verringerung der Basisstahl-DBTT ausgenützt. Eine Schlüsselkomponente dieses mikrostrukturellen Anlassens besteht aus dem Veredeln der früheren Austenit-Korngrösse, dem Modifizieren der Korn-Morphologie durch thermo- mechanisch kontrollierte Walzverarbeitung ("thermo-mechanical controlled rolling processing", TMCP) und der Erzeugung einer Dreiphasen-Dispersion innerhalb der feinen Körner, was alles der Erhöhung der Grenzfläche der Grosswinkel-Korngrenzen pro Einheitsvolumen im Stahlblech dient. 



  Wie es für die Fachleute bekannt ist, meint "Korn" wie hier verwendet einen individuellen Kristall in einem polykristallinen Material, und "Korngrenze" wie hier verwendet meint eine schmale Zone in einem Metall entsprechend dem Übergang von einer kristallographischen Orientierung zu einer anderen, wodurch ein Korn von dem anderen getrennt wird. Eine "Grosswinkel-Korngrenze" wie hier verwendet ist eine Korngrenze, die zwei benachbarte Körner trennt, deren kristallographische Orientierungen sich um mehr als ca. 8  unterscheiden. Ebenfalls ist eine "Grosswinkel-Grenze oder 

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 -Grenzfläche" wie hier verwendet eine Grenze oder Grenzfläche, die sich effektiv wie eine Grosswinkel-Korngrenze verhält, d. h. dazu neigt, einen sich ausbreitenden Riss oder Bruch abzulenken, und somit Verwindung im Bruchpfad induziert. 



   Der Beitrag der TMCP zur Gesamtgrenzfläche der Grosswinkel-Grenzen pro Einheitsvolumen, Sv, wird durch die folgende Gleichung definiert : 
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 worin : d die durchschnittliche Austenit-Korngrösse in einem warmgewalzten Stahlblech vor dem Wal- zen im Temperaturbereich ist, in dem Austenit nicht rekristallisiert (frühere Austenit-Korngrösse); 
R ist das Reduktionsverhältnis (ursprüngliche Stahlplattendicke/Stahlblech-Enddicke); und r ist die prozentuale Dickenreduktion des Stahls aufgrund von Warmwalzen im Temperaturbe- reich, in dem Austenit nicht rekristallisiert. 



   Es ist wohlbekannt auf diesem Gebiet, dass, wenn der   Sv-Wert   eines Stahls zunimmt, die DBTT aufgrund von Rissablenkung und der begleitenden Verwindung im Bruchpfad an den Grosswinkel- Grenzen abnimmt. In der kommerziellen TMCP-Praxis ist der Wert R für eine gegebene Blechdicke fixiert, und die Obergrenze für den Wert r ist typischwerweise 75. Bei fixierten Werten für R und r kann Sv nur wesentlich erhöht werden, indem d verringert wird, wie aus der obigen Gleichung einsichtig ist. Zur Verringerung von d in erfindungsgemässen Stählen wird das Ti-Nb-Mikrolegieren in Kombination mit einer optimierten TMCP-Praxis verwendet.

   Für den gleichen Gesamtbetrag der Reduktion während des Warmwalzens/der Deformation wird ein Stahl mit einer anfänglich feineren durchschnittlichen Austenit-Korngrösse in einer feineren fertigen durchschnittlichen Austenit- Korngrösse resultieren. Daher werden in dieser Erfindung die Mengen von Ti-Nb-Zugaben für die niedrige Wiedererwärmungspraxis optimiert, während die gewünschte Austenit-Korngrössenwachs- tumshemmung während der TMCP erzeugt wird. Unter Bezugnahme auf Figur 2A wird eine relativ niedrige Wiedererwärmungstemperatur, bevorzugt zwischen ca. 955 und ca. 1100 C (1750 bis 2012 F) verwendet, um anfänglich eine durchschnittliche Austenit-Korngrösse D' von weniger as ca. 120 um in der wiedererwärmten Stahlplatte 20' vor der Warmdeformation zu erhalten.

   Die Verarbeitung gemäss dieser Erfindung vermeidet das übermässige Austenit-Kornwachstum, das aus der Verwendung höherer Wiedererwärmungstemperaturen, d. h. von mehr als ca. 1100 C (2012 F), in der herkömmlichen TMCP resultiert. Zur Förderung der durch dynamische Rekristallisation induzierten Kornveredelung werden grosse Reduktionen pro Stich von mehr als ca. 10 % während des Warmwalzens im Temperaturbereich eingesetzt, in dem Austenit rekristallisiert.

   Unter Bezug- nahme auf Figur 2B liefert eine erfindungsgemässe Verarbeitung eine durchschnittliche frühere Austenit-Korngrösse D" (d. h. d) von weniger als ca. 50   #m,   bevorzugt weniger als ca. 30   #m,   noch mehr bevorzugt weniger als ca. 20   #m,   und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 10   #m,   in der Stahlplatte 20" nach dem Warmwalzen (Deformation) im Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert, aber vor dem Warmwalzen im Temperaturbereich, in dem Austenit nicht rekristalli- siert. Zusätzlich werden zur Erzeugung einer effektiven Korngrössenreduktion in der Dickenrichtung starke Reduktionen, die bevorzugt ca. 70 % kumulativ übersteigen, im Temperaturbereich unter- halb etwa der   Tnr-Temperatur,   aber oberhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur durchgeführt. 



  Unter Bezugnahme auf Figur 2C führt erfindungsgemässe TMCP zur Bildung einer gedehnten Pfannkuchenstruktur im Austenit in einem fertiggewalzten Stahlblech   20'"   mit sehr feiner effektiver Korngrösse D"' in der Dickenrichtung, z. B. einer effektiven Korngrösse D"' von weniger als 10   um,   bevorzugt weniger als ca. 8   um,   besonders bevorzugt weniger als ca. 5   um,   noch mehr bevorzugt weniger als ca. 3 um und noch mehr bevorzugt von ca. 2 bis ca.   3 um,   wodurch die Grenzfläche der Grosswinkel-Grenzen, z. B. 21, pro Einheitsvolumen im Stahlblech 20'" erhöht wird, wie für den Fachmann verständlich. 



   Zur Minimierung der Anisotropie der mechanischen Eigenschaften im allgemeinen und zur Ver- besserung der Zähigkeit und DBTT in der Querrichtung ist es hilfreich, das Pfannkuchen-Seiten- verhältnis zu minimieren, d. h. das mittlere Verhältnis von Pfannkuchenlänge zu Pfannkuchendicke, selbst wenn seine Dicke veredelt wird. In der vorliegenden Erfindung wird das Seitenverhältnis der 

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 Pfannkuchen durch die Kontrolle der TMCP-Paramater wie hier beschrieben bevorzugt auf weniger als ca. 100 gehalten, besonders bevorzugt weniger als ca. 75, noch mehr bevorzugt weniger als ca. 50 und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 25. 



   Fertigwalzen im interkritischen Temperaturbereich induziert ebenfalls die "Pfannkuchenbildung" im deformierten Ferrit, der sich aus der Austenit-Zersetzung während der interkritischen Exposition bildet, was wiederum zur Verringerung seiner effektiven Korngrösse ("mittlere Gleitdistanz") in der Dickenrichtung führt. Wie in der Beschreibung dieser Erfindung verwendet, ist deformierter Ferrit der Ferrit, der sich aus der Austenit-Zersetzung während der interkritischen Exposition bildet und eine Deformation aufgrund des Warmwalzens im Anschluss an seine Bildung erfährt. Der deformier- te Ferrit hat daher ein hohes Mass an Deformationssubstruktur, einschliesslich einer hohen Verset- zungsdichte (z. B. ca. 108 oder mehr Verstetzungen/cm2), zur Steigerung seiner Festigkeit.

   Die Stähle dieser Erfindung sind entwickelt, um von dem veredelten deformierten Ferrit zur gleichzeiti- gen Steigerung von Festigkeit und Zähigkeit zu profitieren. 



   In weiteren Einzelheiten wird ein erfindungsgemässer Stahl hergestellt durch Bilden einer Platte    der gewünschten Zusammensetzung wie hier beschrieben ; der Platte auf eine Tempe-   ratur von ca. 955 bis ca. 1100 C (1750. bis 2012 F), bevorzugt von ca. 955 bis ca. 1065 C (1750 bis 1950 F);

   Warmwalzen der Platte zur Bildung von Stahlblech in einem oder mehreren Stichen, die eine ca. 30%ige bis ca. 70%ige Reduktion in einem ersten Temperaturbereich liefern, in dem Austenit rekristallisiert, d. h. oberhalb etwa der   Tnr- Temperatur,   ferner Warmwalzen des Stahlblechs in einem oder mehreren Stichen, die eine ca. 40%ige bis ca. 80%ige Reduktion in einem zweiten Temperaturbereich unterhalb etwa der   Tnr-Temperatur   und oberhalb etwa der Ar3-Umwandlungs- temperatur liefern, und Fertigwalzen des Stahlblechs in einem oder mehreren Stichen zur Bereit- stellung einer etwa 15%igen bis ca. 50%igen Reduktion im interkritischen Temperaturbereich unterhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur und oberhalb etwa der Ar1-Umwandlungs- temperatur.

   Das warmgewalzte Stahlblech wird dann mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von wenigstens ca. 10 C pro Sekunde (18 F/s) auf eine geeignete Abschreck-Stopptemperatur (QST) abgeschreckt, bevorzugt unterhalb von ca. 600 C (1110 F). In einer anderen Ausführungsform dieser Erfindung ist die QST bevorzugt unterhalb etwa der M6-Umwandlungstemperatur plus 200 C (360 F), besonders bevorzugt der Ms-Umwandlungstemperatur plus 100 C (180 F), und ist noch mehr bevorzugt unterhalb etwa 350 C (662 F). In noch einer anderen Ausführungsform ist die QST Umgebungstemperatur. In einer Ausführungsform dieser Erfindung lässt man das Stahl- blech auf Umgebungstemperatur nach Beendigung des Abschreckens luftkühlen. 



   Wie für die Fachleute verständlich, bezeichnet die hier verwendete "prozentuale Reduktion" in der Dicke die prozentuale Reduktion in der Dicke der Stahlplatte oder des Stahlblechs vor der bezeichneten Reduktion. Allein für Erklärungszwecke, ohne dadurch diese Erfindung zu beschrän- ken, kann eine Stahlplatte von ca. 254 mm (10 Zoll) Dicke in einem ersten Temperaturbereich um ca. 30 % (eine 30%ige Reduktion) auf eine Dicke von ca. 180 mm (7 Zoll) reduziert werden, dann in einem zweiten Temperaturbereich um ca. 80 % (eine 80%ige Reduktion) auf eine Dicke von ca. 



  35 mm (1,4 Zoll) reduziert werden und dann in einem dritten Temperaturbereich um etwa 30 % (eine 30%ige Reduktion) auf eine Dicke von ca. 25 mm (1 Zoll) reduziert werden. Wie hier verwen- det, meint "Platte" ein Stück Stahl mit beliebigen Abmessungen. 



   Die Stahlplatte wird bevorzugt mit einem geeigneten Mittel zur Erhöhung der Temperatur der im wesentlichen gesamten Platte, bevorzugt der gesamten Platte, auf die gewünschte Wiederer- wärmungstemperatur erwärmt, z. B. durch Plazieren der Platte in einen Ofen für einen gewissen Zeitraum. Die spezifische Wiedererwärmungstemperatur, die für eine Stahlzusammensetzung innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung verwendet werden sollte, kann leicht durch einen Fachmann bestimmt werden, entweder durch ein Experiment oder durch Berechnung unter Verwendung geeigneter Modelle.

   Zusätzlich kann de Ofentemperatur und Wiedererwärmungszeit, die erforderlich sind, um die Temperatur im wesentlichen der gesamten Platte, bevorzugt der gesamten Platte, auf die gewünschte Wiedererwärmungstemperatur zu erhöhen, leicht durch einen Fachmann unter Bezug auf Standardveröffentlichungen der Industrie bestimmt werden. 



   Ausgenommen die Wiedererwärmungstemperatur, die auf im wesentlichen die gesamte Platte zutrifft, sind die Temperaturen, die in der Beschreibung des Verarbeitungsverfahrens dieser Erfi n- dung bezeichnet werden, an der Oberfläche des Stahl gemessene Temperaturen. Die Oberfl ä- chentemperatur von Stahl kann z. B. durch Verwendung eines optischen Pyrometers oder durch 

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 jede andere Vorrichtung gemessen werden, die zur Messung der Oberflächentemperatur von Stahl geeignet ist. Die hier bezeichneten Abkühlungsgeschwindigkeiten sind jene im Zentrum oder im wesentlichen im Zentrum der Bleckdicke; und die Abschreckstopptemperatur (QST) ist die höchste oder im wesentlichen die höchste Temperatur, die an der Oberfläche des Bleches erreicht wird, nachdem das Abschrecken beendet ist, wegen der aus der Dickenmitte des Blechs übertragenen Wärme. Z.

   B. wird während der Verarbeitung experimenteller Chargen einer erfindungsgemässen Stahlzusammensetzung ein Thermoelement im Zentrum oder im wesentlichen im Zentrum der Stahlblechdicke für die zentrale Temperaturmessung plaziert, während die Oberflächentemperatur durch Verwendung eines optischen Pyrometers gemessen wird. Eine Korrelation zwischen der zentralen Temperatur und der Oberflächentemperatur wird zur Verwendung während der anschlie- &num;enden Verarbeitung der gleichen oder im wesentlichen der gleichen Stahlzusammensetzung entwickelt, so dass die zentrale Temperatur über eine direkte Messung der Oberflächentemperatur bestimmt werden kann.

   Ebenfalls können die erforderliche Temperatur und Fliessgeschwindigkeit der Abschreckflüssigkeit, um die gewünschte beschleunigte Abkühlungsgeschwindigkeit zu errei- chen, durch einen Fachmann unter Bezug auf industrielle Standardveröffentlichungen bestimmt werden. 



   Für jede Stahlzusammensetzung innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung hängt die Temperatur, die die Grenze zwischen dem Rekristallisationsbereich und dem Nicht-Rekristalli- sationsbereich definiert, die Tu-Temperatur, von der Chemie des Stahls ab, insbesondere der Kohlenstoff-Konzentration und der Niob-Konzentration, von der Wiedererwärmungstemperatur vor dem Walzen und vom Ausmass der in den Walzstichen ausgeführten Reduktion. Fachleute können diese Temperatur für einen besonderen erfindungsgemässen Stahl entweder durch ein Experiment oder durch Modellberechnungen bestimmen. In ähnlicher Weise können die hier bezeichneten Ar1-, Ar3- und Ms-Umwandlungstemperaturen durch Fachleute für jeden erfindungsgemässen Stahl entweder durch ein Experiment oder durch Modellberechnungen bestimmt werden. 



   Die so beschriebene TMCP-Praxis führt zu einem hohen Wert für Sv. Zusätzlich erhöht die Dreiphasen-Mikrostruktur, die aus der TMCP dieser Erfindung resultiert, weiter die Grenzfläche durch Bereitstellung zahlreicher Grosswinkel-Grenzflächen und-Grenzen. Ohne dadurch diese Erfindung zu beschränken, schliessen z. B. Grosswinkel-Grenzflächen und-Grenzen, die sich bilden, deformierte Ferritphasen/Zweitphasen-Grenzflächen und, innerhalb der zweiten Phase, Lanzett- martensit/untere Bainitpaket-Grenzen, Lanzettmartensit/untere Bainit- und Abschreckaustenit- Grenzflächen, bainitische Ferrit/bainitische Ferrit-Grenzen innerhalb des FGB und bainitische Ferrit- und   Martensit/Abschreckaustenit-Teilchengrenzflächen   innerhalb des FGB ein, wie nachfol- gend diskutiert.

   Das starke Gefüge, das aus dem intensivierten Walzen im interkritischen Tempera- turbereich resultiert, führt zu einer Sandwich- oder Lamellenstruktur in der Dickenrichtung, die aus alternierenden Schichten aus veicherer deformierter Ferrit-Phase und fester zweiter Phase be- steht. Diese Konfiguration, wie schematisch in Figur 1 illustriert, führt zu einer signifikanten Verwin- dung in der Dickenrichtung des Risspfads 12. Dies liegt daran, dass ein Riss 12, der z. B. in der weicheren deformierten Ferritphase 14 beginnt, die Ebenen, d. h. die Richtungen, an der Grosswin- kel-Grenzfläche 18 zwischen der deformierten Ferritphase 14 und der zweiten Phase 16 aufgrund der unterschiedlichen Orientierung von Spaltungs- und Gleitebenen in diesen zwei Phasen ändern wird. Die dritte Phase aus Abschreckaustenit, die innerhalb der zweiten Phase 16 auftritt, ist in Figur 1 nicht gezeigt.

   Die Grenzfläche 18 hat eine ausgezeichnete Grenzflächenbindungsfestigkeit, und dies erzwingt eher eine Rissablenkung 12 als eine Grenzflächenablösung. Zusätzlich wird die Ausbreitung des Risses 12, sobald der Riss 12 die zweite Phase 16 betritt, weiter wie im folgenden beschrieben behindert. Für den Fall der zweiten Phase aus hauptsächlich Lanzettmartensit/unte- rem Bainit tritt der Lanzettmartensit/untere Bainit in der zweiten Phase 16 als Pakete mit Grosswin- kel-Grenzen zwischen den Pakten auf. Verschiedene Pakete werden innerhalb eines Pfann- kuchens gebildet. Dies stellt einen weiteren Grad der strukturellen Veredelung bereit, die zu ge- steigerter Verwindung für die Ausbreitung des Risses 12 durch die zweite Phase 16 innerhalb des Pfannkuchens führt.

   Die Paketbreite ist die effektive Korngrösse in diesen Mikrostrukturen, und sie hat eine signifikante Wirkung auf die Trennbruchbeständigkeit und die DBTT, wobei eine feinere Paketbreite günstig für die Trennbruchbeständigkeit und zur Verringerung der DBTT ist. In der vorliegenden Erfindung ist die bevorzugte mittlere Paketbreite weniger als ca. 5   #m   besonders bevorzugt weniger als ca. 3   (im   und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 2 um, speziell wenn der 

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Paketdurchmesser in der Dickenrichtung des Blechs gemessen wird.

   Das Nettoergebnis ist, dass die Ausbreitungsbeständigkeit des Risses 12 in der Dreiphasen-Struktur der erfindungsgemässen Stähle aus einer Kombination von Faktoren heraus   signiikant   erhöht wird, die einschliessen :   Laminatgefüge, das Aufbrechen der Rissebene an den Interphasen-Grenzflächen und die R&num;ab-   lenkung innerhalb der zweiten Phase. Dies führt zu einer wesentlichen Zunahme von Sv und führt entsprechend zu einer Verringerung der DBTT. 



   Zusätzlich zu den Paketgrenzen bieten die Abschreckaustenit- und unterer Bainit/Lanzett- martensit-Grenzflächen ebenfalls zusätzliche Grosswinkel-Grenzen innerhalb der zweiten Phase, die der Riss überwinden muss. Ausserdem liefern die Abschreckaustenit-Filmschichten ein Abstump- fen eines sich ausbreitenden Risses, was in einer weiteren Energieabsorption resultiert, bevor der Riss durch die Abschreckaustenit-Filmschichten fortschreitet. Das Abstumpfen tritt aus verschiede- nen Gründen auf. Zuerst weist der FCC (wie hier definiert) Abschreckaustenit kein DBTT-Verhalten auf, und Scherprozesse bleiben der einzige Rissausdehnungsmechanismus.

   Zweitens kann der metastabile Austenit eine Spannungs- oder Dehnungs-induzierte Umwandlung zu Martensit erfah- ren, wenn die Belastung/Dehnung einen bestimmten höheren Wert an der Rissspitze überschreitet, was zu umwandlungsinduzierter Plastizität ("Transformation Induced Plasticity", TRIP) führt. TRIP kann zu signifikanter Energieabsorption führen und die Spannungsintensität an der Rissspitze verringern. Schliesslich wird der Lanzettmartensit, der sich aus TRIP-Prozessen bildet, eine andere Orientierung der Spaltungs- und Gleitebene als die vorher existierenden Bestandteile aus unterem Bainit oder Lanzettmartensit aufweisen, was den Risspfad stärker verwindet macht. 



   Der FGB in der vorliegenden Erfindung kann ein Neben- oder Hauptbestandteil der zweiten Phase in bestimmten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung sein. Der FGB der vorliegen- den Erfindung hat eine sehr feine Korngrösse, die die mittlere Paketbreite der oben beschriebenen feinkörnigen Lanzettmartensit/feinkörnigen unteren Bainit-Mikrostruktur nachahmt. Der FGB kann sich während des Abschreckens auf die QST und/oder während des Luftkühlens von der QST auf Umgebungstemperatur in den erfindungsgemässen Stählen bilden, speziell im Zentrum eines dicken Blechs (=25 mm), wenn die Gesamtlegierung in Stahl gering ist und/oder falls der Stahl nicht ausreichend "effektives" Bor besitzt, d. h. Bor, das nicht als Oxid und/oder Nitrid gebunden ist. 



  In diesen Fällen, und abhängig von der Abkühlungsgeschwindigkeit für das Abschrecken und der Gesamtchemie des Bleches, kann sich FGB als Neben- oder Hauptbestandteil der zweiten Phase bilden. In der vorliegenden Erfindung ist die bevorzugte mittlere Korngrösse des FGB weniger als ca. 3 um, besonders bevorzugt weniger als ca. 2 um und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 



  1 um. Benachbarte Körner des FGB bilden Grosswinkel-Grenzen, in denen die Korngrenze zwei benachbarte Körner trennt, deren kristallographische Orientierung sich um mehr als 15  unter- scheidet, wodurch diese Grenzen ziemlich wirksam zur Rissablenkung und zur Erhöhung der Riss- verwindung sind. Der FGB der vorliegenden Erfindung ist ein Aggregat, das ca. 60 bis ca. 



  95 Vol.-% bainitischen Ferrit und bis zu ca. 5 Vol.-% bis ca. 40 Vol.-% dispergierte Teilchen aus Mischungen aus Lanzettmartensit und Abschreckaustenit umfasst. In dem FGB der vorliegenden Erfindung ist der Martensit bevorzugt ein versetzter Typ mit wenig Kohlenstoff   (=0,4   Gew. -%) und mit wenig oder keiner Zwillingsbildung und enthält dispergierten Abschreckaustenit. Dieser Marten- sit/Abschreckaustenit ist vorteilhaft für die Festigkeit, Zähigkeit und DBTT. Der Vol.-%-Anteil der Martensit/Abschreckaustenit-Bestandteile im FGB kann in Abhängigkeit von der Stahlzusammen- setzung und der Verarbeitung variieren, aber ist bevorzugt weniger als ca. 40 Vol.-%, besonders bevorzugt weniger als ca. 20 Vol.-% und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 10 Vol.-% des FGB. 



  Die Martensit-Abschreckaustenit-Teilchen des FGB sind wirksam zur Bereitstellung zusätzlicher Rissablenkung und-verwindung innerhalb des FGB. 



   Obwohl die oben beschriebenen Mikrostrukturansätze nützlich zur Verringerung der DBTT im Basisstahlblech sind, sind sie nicht vollständig wirksam zum Beibehalten einer ausreichend gerin- gen DBTT in den grobkörnigen Regionen der geschweissten HAZ. Daher stellt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zum Beibehalten einer ausreichend geringen DBTT in den grobkörnigen Regionen der geschweissten HAZ bereit, indem von den intrinsischen Wirkungen der Legierungs- elemente Gebrauch gemacht wird, wie nachfolgend beschrieben. 



   Führende ferritische Tieftemperaturstähle beruhen auf dem kubisch-raumzentrierten (BCC) Kristallgitter. Obwohl dieses Kristallsystem das Potential zum Bereitstellen hoher Festigkeiten bei geringen Kosten hat, leidet es an einem scharfen Übergang vom Verformungs- zum Sprödbruch- 

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 verhalten, wenn die Temperatur verringert wird. Dies kann fundamental der starken Empfindlichkeit der kritischen abgebauten Scherspannung ("critical resolved shear stress", CRSS) (hier definiert) auf die Temperatur in   BCC-Systemen   zugeschrieben werden, worin die CRSS bei einer Abnahme der Temperatur steil ansteigt, wodurch die Scherprozesse und entsprechend der Verformungsbruch schwieriger gemacht werden. Andererseits ist die kritische Spannung für Sprödbruchprozesse wie die Spaltung weniger temperaturempfindlich.

   Daher wird die Spaltung der bevorzugte Bruchmodus, wenn die Temperatur abgesenkt wird, was zum Einsetzen des NiedrigenergieSprödbruchs führt. Dies CRSS ist eine intrinsische Eigenschaft des Stahls und ist empfindlich für die Leichtigkeit, mit der Versetzungen bei Deformation quergleiten können ; d. h. ein Stahl, in dem das Quergleiten leichter ist, wird ebenfalls eine niedrige CRSS und damit eine geringe DBTT haben. Einige kubisch-flächenzentrierte (FCC) Stabilisatoren wie Ni sind dafür bekannt, das Quergleiten zu fördern, wohingegen   BCC-stabilisierende   Legierungselemente wie Si, AI, Mo, Nb und V das Quergleiten erschweren.

   In der vorliegenden Erfindung wird der Gehalt an FCC-stabilisierenden Legierungselementen wie Ni bevorzugt optimiert, wobei Kostenerwägungen und die vorteilhafte Wirkung auf die Verringerung der DBTT berücksichtigt werden, mit einem Ni-Legieren von bevorzugt wenigstens 1,0   Gew.-%   und besonders bevorzugt wenigstens 1,5   Gew.-%;   und der Gehalt an   BCC-stabilisierenden   Legierungselementen im Stahl wird im wesentlichen minimiert. 



   Als Ergebnis des intrinsischen und mikrostrukturellen Anlassens, das aus der einzigartigen Kombination aus Chemie und Verarbeitung für erfindungsgemässe Stähle resultiert, besitzen die Stähle eine ausgezeichnete Tieftemperaturzähigkeit sowohl im Basisblech als auch in der HAZ nach dem Schweissen. Die DBTTs sowohl im Basisblech in der Querrichtung als auch in der HAZ nach dem Schweissen dieser Stähle sind geringer als ca. -62 C (-80 F) und können geringer als ca. 



  -107 C   (-160 F)   sein. Die DBTT kann sogar geringer als ca. -123 C (-190 F) sein. 



   (2) Zugfestigkeit von mehr als 830 MPa (120 ksi) und Dickprofilfähigkeit 
Die Festigkeit der Dreiphasen-Mikroverbundstrukturen wird durch den Volumenbruch und die Festigkeit der Phasenbestandteile bestimmt. Die Festigkeit der zweiten Phase aus Lanzettmartensit/unterem Bainit ist primär abhängig von ihrem Kohlenstoff-Gehalt. Die Festigkeit des zweiten Phasenbestandteils der vorliegenden Erfindung aus FGB wird auf ca. 690 bis 760 MPa (100 bis 110 ksi) abgeschätzt. In der vorliegenden Erfindung wird eine bewusste Anstrengung unternommen, um die gewünschte Festigkeit zu erhalten, indem primär der Volumenbruch und Aufbau der zweiten Phase kontrolliert wird, so dass die Festigkeit bei einem relativ geringen Kohlenstoff-Gehalt mit den begleitenden Vorteilen in der Schweissbarkeit und ausgezeichneter Fähigkeit sowohl im Basisstahl als auch in der HAZ erhalten wird.

   Zum Erhalt von Zugfestigkeiten von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi) und höher ist der Volumenbruch der zweiten Phase bevorzugt im Bereich von ca. 50 bis ca. 90   Vol.-%.   Dies wird durch Auswahl der zweckmässigen Fertigwalztemperatur für das interkritische Walzen erreicht. Ein Minimum von ca. 0,03 Gew. -% C ist in der Gesamtlegierung zum Erreichen einer Zugfestigkeit von wenigstens ca. 830 MPa (120 ksi) bevorzugt. 



   Während andere Legierungselemente als C in erfindungsgemässen Stählen im wesentlichen belanglos sind hinsichtlich der maximal erreichbaren Festigkeit im Stahl, sind diese Elemente wünschenswert, um die erforderliche Dickprofilfähigkeit für Blechdicken von gleich oder mehr als ca. 25 mm (1 Zoll) und für einen Bereich von Abkühlungsgeschwindigkeiten bereitzustellen, die für die Verarbeitungsflexibilität erwünscht sind. Dies ist wichtig, da die tatsächliche Abkühlungsgeschwindigkeit im mittleren Abschnitt eines dicken Bleches geringer als an der Oberfläche ist. Die Mikrostruktur der Oberfläche und des Zentrums kann daher relativ unterschiedlich sein, wenn der Stahl nicht so konstruiert ist, dass seine Empfindlichkeit für den Unterschied in der Abkühlungsgeschwindigkeit zwischen der Oberfläche und dem Zentrum des Blechs eliminiert wird.

   In dieser Hinsicht sind Mn- und Mo-Legierungszugaben und speziell die kombinierten Zugaben von Mn, Mo und B besonders wirksam. In der vorliegenden Erfindung werden diese Zugaben aus Erwägungen der Härtbarkeit, Schweissbarkeit, einer geringen DBTT und der Kosten optimiert. Wie zuvor in dieser Beschreibung angegeben, ist es hinsichtlich einer Absenkung der DBTT wesentlich, dass die gesamten BCC-Legierungszugaben auf ein Minimum beschränkt werden. Die bevorzugten Chemie-Ziele und-Bereiche werden so eingestellt, um diese und die anderen Erfordernisse dieser Erfindung zu erfüllen. 

 <Desc/Clms Page number 12> 

 



   Um die Chemie der erfindungsgemässen Stähle zu entwickeln, um die Festigkeit und Dickprofil- fähigkeit für Blechdicken von gleich oder mehr als ca. 25 mm zu erreichen, wurde in der vorliegen- den Erfindung gefunden, dass es nützlich ist, den   N-Parameter   wie nachfolgend definiert als Leit- faden in dieser Entwicklung von Legierungen zu verwenden. Dieser Parameter berücksichtigt die relativen Stärken der Legierungselemente im Stahl, um ihren kombinierten Einfluss auf die Stahl- härtbarkeit und -verfestigung vorauszusagen. Um die Aufgaben der vorliegenden Erfindung hin- sichtlich Festigkeit und Dickprofilfähigkeit zu erreichen, ist der No-Wert bevorzugt im Bereich von ca. 2,5 bis ca. 4,0 für Stähle mit effektiven B-Zugaben und ist bevorzugt im Bereich von ca. 3,0 bis 4,5 für Stähle ohne hinzugegebenes B.

   Besonders bevorzugt ist der Nc-Wert für   B-haltige   erfin- dungsgemässe Stähle grösser als ca. 2,8, noch mehr bevorzugt grösser als ca. 3,0. Für erfindungs- gemässe Stähle ohne hinzugegebenes B ist der Nc-Wert bevorzugt grösser als ca. 3,3 und noch mehr bevorzugt grösser als ca. 3,5. Während geringerer Nc-Werte anzeigen, dass der Stahl stärker zur Bildung einer zweiten Phase aus hauptsächlich FBG neigt, neigt der Stahl zur Bereitstellung einer zweiten Phase aus hauptsächlich feinkörnigem Lanzettmartensit oder feinkörnigem unterem Bainit, wenn der Nc-Wert erhöht wird.

   Allgemein resultieren für eine Blechdicke von ca. 25 mm Stähle mit Nc-Werten am oberen Ende des bevorzugten Bereiches, d. h. von mehr als ca. 3,0 für Stähle mit effektiven B-Zugaben und 3,5 für Stähle ohne hinzugegebenes B, wenn sie gemäss den Aufgaben dieser Erfindung verarbeitet werden, in einer zweiten Phase aus hauptsächlich feinkörni- gem unterem Bainit/feinkörnigem Lanzettmartensit. Diese Stähle und Mikrostrukturen sind beson- ders geeignet für Festigkeiten von mehr als 930 MPa (135 ksi). Andererseits resultieren Stähle mit Nc-Werten im Bereich von ca. 2,5 bis ca. 3,0 für Stähle mit effektivem B und im Bereich von ca. 3,0 bis ca. 3,5 für Stähle ohne hinzugegebenes B, wenn sie gemäss den Aufgaben dieser Erfindung verarbeitet werden, in FGB als hauptsächlicher Mikrostruktur der zweiten Phase.

   Diese Stähle und Mikrostrukturen sind besonders geeignet für Festigkeiten im Bereich von ca. 830 MPa (120 ksi) bis ca. 930 MPa (135 ksi). 
 EMI12.1 
 worin C, Mn, Cr, Ni, Cu, Si, V, Nb, Mo die jeweiligen Werte in   Gew.-%   im Stahl sind. 



   (3) Überlegene Schweissbarkeit für Schweissen mit geringer Wärmeaufnahme 
Die Stähle dieser Erfindung sind für die überlegene Schweissbarkeit entwickelt. Das wichtigste Bedenken, speziell bei Schweissen mit geringer Wärmeaufnahme, ist das Kaltreissen oder Wasserstoffreissen in der grobkörnigen HAZ. Es wurde gefunden, dass die Anfälligkeit für das Kaltreissen für erfindungsgemässe Stähle kritisch durch den Kohlenstoff-Gehalt und den Typ der HAZMikrostruktur beeinflusst wird, aber nicht durch die Härte und das Kohlenstoff-Äquivalent, die auf diesem Gebiet als kritische Parameter angesehen wurden. Um das Kaltreissen zu vermeiden, wenn der Stahl unter Schweissbedingungen mit keiner oder geringer Vorerwärmung (geringer als ca. 



  100 C (212 F)) geschweisst werden soll, ist die bevorzugte Obergrenze für die Kohlenstoff -Zugabe ca. 0,1 Gew. -%. Ohne irgendeine Beschränkung dieser Erfindung bedeutet "Schweissen mit geringer Wärmeaufnahme" wie hier verwendet das Schweissen mit Lichtbogenenergien von bis zu ca. 



  2,5 Kilojoules pro Millimeter (kJ/mm) (7,6   kJ/Zoll).   



   Untere Bainit- oder selbstangelassene Lanzettmartensit-Mikrostrukturen bieten eine überlegene Beständigkeit gegen das Kaltreissen. Andere Legierungselemente in den Stählen dieser Erfindung werden sorgfältig ausbalanciert, entsprechend den Härtbarkeits- und Festigkeitserfordernissen, um die Bildung dieser erwünschten Mikrostrukturen in der grobkörnigen HAZ sicherzustellen. 



   Rolle der Legierungselemente in der Stahlplatte 
Die Rolle der verschiedenen Legierungselemente und die bevorzugten Grenzen für ihre Konzentrationen für die vorliegende Erfindung werden nachfolgend angegeben:
Kohlenstoff (C) ist eines der wirksamsten Verfestigungselemente in Stahl. Er kombiniert ebenfalls mit den starken Carbid-Bildnern im Stahl Wie Ti, Nb und V, wodurch Kornwachstumshemmung und Ausscheidungsverfestigung bereitgestellt werden. Kohlenstoff steigert ebenfalls die 

 <Desc/Clms Page number 13> 

 Härtbarkeit, d. h. die Fähigkeit zur Bildung härterer und festerer Mikrostrukturen im Stahl während das Abkühlens. Falls der Kohlenstoff-Gehalt weniger als ca. 0,03   Gew.-%   ist, ist dies allgemein nicht ausreichend, um die gewünschte Verfestigung, nämlich von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi) Zugfestigkeit, im Stahl zu induzieren.

   Falls der Kohlenstoff-Gehalt grösser als ca. 0,12   Gew.-%   ist, ist der Stahl allgemein anfällig für das Kaltreissen während des Schweissens, und die Zähigkeit im Stahlblech und seiner HAZ beim Schweissen ist reduziert. Ein Kohlenstoff-Gehalt im Bereich von ca. 0,03 bis ca. 0,12   Gew.-%   ist bevorzugt, um die gewünschten HAZ-Mikrostrukturen zu erzeu- gen, nämlich selbstangelassenen Lanzettmartensit und unteren Bainit. Noch mehr bevorzugt ist die Obergrenze für den Kohlenstoff-Gehalt ca. 0,07 Gew.-%. 



   Mangan (Mn) ist ein Matrixverfestiger in Stählen und trägt ebenfalls stark zur Härtbarkeit bei. 



  Mn ist eine kostengünstige Schlüssellegierungszugabe zur Verhinderung von übermässigem FGB in Dickprofilblechen speziell in der Mitte der Dicke dieser Bleche, was zur einer Reduktion der Festigkeit führen kann. Eine minimale Menge von 0,5 Gew. -% Mn ist bevorzugt zum Erreichen der gewünschten hohen Festigkeit bei Blechdicken von mehr als ca. 25 mm (1 Zoll), und eine minimale Menge von wenigstens ca. 1,0 Gew. -% Mn ist noch mehr bevorzugt. Mn-Zugaben von wenigstens ca. 1,5 Gew. -% sind noch mehr bevorzugt für eine hohe Blechfestigkeit und Verarbeitungsflexibili- tät, da Mn eine dramatische Wirkung auf die Härtbarkeit bei geringen C-Gehalten von weniger als ca. 0,07 Gew. -% hat. Jedoch kann zuviel Mn schädlich für die Zähigkeit sein, so dass eine Ober- grenze von ca. 2,5   Gew.-%   Mn in der vorliegenden Erfindung bevorzugt ist.

   Diese Obergrenze ist ebenfalls bevorzugt, um die Mittellinienentmischung, die bei stranggegossenen Stählen mit viel Mn aufzutreten neigt, und die begleitenden schlechten Mikrostruktur- und Zähigkeitseigenschaften im Zentrum des Blechs im wesentlichen zu minimieren. Besonders bevorzugt ist die Obergrenze für den Mn-Gehalt ca. 2,1 Gew.-%. Falls der Nickel-Gehalt auf über ca. 3   Gew.-%   erhöht wird, kann die gewünschte hohe Festigkeit bei geringen Zugabe von Mangan erreicht werden. Daher ist im weiten Sinne bis zu ca. 2,5 Gew. -% Mangan bevorzugt. 



   Silicium (Si) wird für Desoxidationszwecke zum Stahl hinzugegeben, und eine minimale Menge von ca. 0,01 Gew. -% ist für diesen Zweck bevorzugt. Jedoch ist Si ein starker   BCC-Stabilisator   und erhöht somit de DBTT und hat ebenfalls eine nachteilige Wirkung auf die Zähigkeit. Aus diesen Gründen ist eine Obergrenze von ca. 0,5 Gew. -% Si bevorzugt, wenn Si hinzugegeben wird. Be- sonders bevorzugt ist die Obergrenze für den Si-Gehalt ca. 0,1 Gew.-%. Silicium ist nicht immer erforderlich für die Desoxidation, da Aluminium oder Titan die gleiche Funktion erfüllen können. 



   Niob (Nb) wird zur Förderung der Kornveredelung der gewalzten Mikrostruktur des Stahls hin- zugegeben, was sowohl die Festigkeit als auch die Zähigkeit verbessert. Niobcarbid- Ausschei- dung währen des Warmwalzens dient zur Verzögerung der Rekristallisation und zur Hemmung des Kornwachstums, wodurch ein Mittel der Austenit-Kornveredelung bereitgestellt wird. Aus diesen Gründen ist wenigstens ca. 0,02 Gew. -% Nb bevorzugt. Nb ist jedoch ein starker   BCC-Stabilisator   und erhöht daher die DBTT. Zuviel Nb kann schädlich für die Schweissbarkeit und HAZ-Zähigkeit ein, so dass eine maximale Menge von ca. 0,1 Gew. -% bevorzugt ist. Besonders bevorzugt ist die Obergrenze für den Nb-Gehalt ca. 0,05   Gew. -%.   



   Titan (Ti) ist bei Zugabe in einer geringen Menge wirksam für die Bildung von feinen Titannitrid- Teilchen (TiN), die die Korngrösse sowohl in der gewalzten Struktur als auch in der HAZ des Stahls veredeln. Somit wird die Zähigkeit des Stahls verbessert. Ti wird in einer solchen Menge hinzuge- geben, dass das Gewichtsverhältnis Ti/N bevorzugt ca. 3,4 ist. Ti ist ein starker   BCC-Stabilisator   und erhöht somit die DBTT. Übermässiges Ti neigt dazu, die Zähigkeit des Stahls durch Bildung grober TiN- oder Titancarbid-Teilchen (TiC) zu verschlechtern. Ein Ti-Gehalt von weniger als ca. 



  0,008 Gew. -% kann allgemein keine ausreichend feine Korngrösse bereitstellen oder das N im Stahl als TiN binden, während mehr als ca. 0,03   Gew.-%   eine Verschlechterung der Zähigkeit verursa- chen kann. Besonders bevorzugt enthält der Stahl wenigstens ca. 0,01   Gew.-%   Ti und nicht mehr als ca. 0,02   Gew. -%   Ti. 



   Aluminium (AI) wird zu den Stählen dieser Erfindung für den Zweck der Desoxidation hinzuge- geben. Wenigstens ca. 0,002 Gew.-% AI ist für diesen Zweck bevorzugt, und wenigstens ca. 



  0,01 Gew.-% AI ist noch mehr bevorzugt. AI bindet in der HAZ gelösten Stickstoff. AI ist jedoch ein starker BCC-Stabilisator und erhöht somit die DBTT. Falls der AI-Gehalt zu hoch ist, d. h. oberhalb von ca. 0,05   Gew.-%,   besteht eine Tendenz zur Bildung von Einschlüssen vom Aluminiumoxid-Typ   (AI203),   die dazu neigen, für die Zähigkeit des Stahls und seiner HAZ schädlich zu sein. Noch mehr 

 <Desc/Clms Page number 14> 

 bevorzugt ist die Obergrenze des AI-Gehalts ca. 0,03 Gew.-%. 



   Molybdän (Mo) erhöht die Härtbarkeit des Stahls beim direkten Abschrecken, speziell im Kombination mit Bor und Niob. Jedoch ist Mo ein starker BCC-Stabilisator und erhöht somit die DBTT. 



  Übermässiges Mo hilft bei der Verursachung von Kaltreissen beim Schweissen und neigt ebenfalls dazu, die Zähigkeit des Stahls und der HAZ zu verschlechtern, so dass bei Zugabe von Mo eine maximale Menge von ca. 0,8 Gew. -% bevorzugt ist. Besonders bevorzugt enthält der Stahl bei Zugabe von Mo wenigstens ca. 0,1 Gew. -% Mo und nicht mehr als ca. 0,3 Gew. -% Mo. 



   Chrom (Cr) neigt zur Erhöhung der Härtbarkeit des Stahls beim direkten Abschrecken. Cr verbessert ebenfalls die Korrosionsbeständigkeit und die Beständigkeit gegen Wasserstoff-induzierte Reissen ("hydrogen induced cracking", HIC). Ähnlich Mo neigt übermässiges Cr dazu, ein Kaltreissen in den Schweissbereichen zu verursachen, und neigt zur Verschlechterung der Zähigkeit des Stahls und seiner HAZ, so dass bei Zugabe von Cr eine maximale Menge von ca. 1,0 Gew. -% Cr bevorzugt ist. Besonders bevorzugt ist der Cr-Gehalt bei Zugabe von Cr ca. 0,2 bis ca. 0,6 Gew.-%. 



   Nickel (Ni) ist eine wichtige Legierungszugabe zu erfindungsgemässen Stählen, um die gewünschte DBTT zu erhalten, speziell in der HAZ. Es ist einer der stärksten FCC-Stabilisatoren in Stahl. Die Ni-Zugabe zum Stahl steigert das Quergleiten und verringert dadurch die DBTT. Obwohl nicht im gleichen Masse wie die Mn- und Mo-Zugaben, fördert die Ni-Zugabe zum Stahl ebenfalls die Härtbarkeit und daher die Dickengleichförmigkeit der Mikrostruktur und der Eigenschaften in dicken Profilen (d. h. dicker als ca. 25 mm (1 Zoll)). Zum Erreichen der gewünschten DBTT in der geschweissten HAZ ist der minimale Ni-Gehalt bevorzugt ca. 1,0 Gew. -%, besonders bevorzugt ca. 1,5 Gew. -%, noch mehr bevorzugt ca. 2,0 Gew. -%.

   Da Ni ein teures Legierungselement ist, ist der Ni-Gehalt des Stahls bevorzugt weniger als ca. 3,0 Gew. -%, besonders bevorzugt weniger als ca. 2,5 Gew. -%, besonders bevorzugt weniger als ca. 2,0 Gew. -% und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 1,8 Gew. -%, um die Kosten des Stahls im wesentlichen zu minimieren. 



   Kupfer (Cu) ist ein FCC-Stabilisator in Stahl und kann zur Verringerung der DBTT in kleinen Mengen beitragen. Cu ist ebenfalls vorteilhaft für die Korrosions- und HIC-Beständigkeit. In höheren Mengen induziert Cu eine übermässige Ausscheidungshärtung über   e-Kupfer-Ausscheidungen.   Diese Ausscheidung, falls sie nicht angemessen kontrolliert wird, kann die Zähigkeit verringern und die DBTT sowohl im Basisblech als auch in der HAZ erhöhen. Eine höhere Cu-Menge kann ebenfalls eine Versprödung während des Plattengiessens und Warmwalzens verursachen, was zusätzliche Zugaben von Ni zur Abschwächung erfordert. Aus den obigen Gründen ist bei Zugabe von Kupfer zu den Stählen dieser Erfindung eine Obergrenze von ca. 1,0 Gew. -% Cu bevorzugt, und eine Obergrenze von ca. 0,4 Gew.-% Cu ist besonders bevorzugt. 



   Bor (B) in kleinen Mengen kann die Härtbarkeit von Stahl in sehr kostengünstiger Weise stark erhöhen und die Bildung von Stahl-Mikrostrukturen aus unterem Bainit und Lanzettmartensit selbst bei dicken Profilblechen (=25 mm (1 Zoll)) durch Unterdrückung der Bildung von PF, UB, DUB sowohl im Basisblech als auch in der grobkörnigen HAZ fördern. Allgemein ist für diesen Zweck wenigstens 0,0004 Gew. -% B erforderlich. Wenn Bor zu Stählen dieser Erfindung hinzugegeben wird, ist ca. 0,0006 bis ca. 0,0020   Gew. -%   bevorzugt, und eine Obergrenze von ca. 



  0,0015 Gew. -% ist besonders bevorzugt. Bor braucht jedoch keine erforderliche Zugabe sein, falls ein anderes Legieren im Stahl die angemessene Härtbarkeit und die gewünschte Mikrostruktur liefert. 



   Beschreibung und Beispiele für Stähle gemäss dieser Erfindung 
Eine 300   Ib. -Charge   jeder der in Tabelle 11 gezeigten chemischen Legierungen wurde Vakuuminduktionsgeschmolzen ("vacuum induction melted", VIM), zu entweder runden Gussblöcken oder Platten mit wenigstens 130 mm Dicke gegossen und anschliessend zu 130 mm x 130 mm x 200 mm langen Platten geschmiedet oder verarbeitet. Einer der runden VIM-Gussblöcke wurde anschliessend zu einem runden Gussblock Vakuumlichtbogen-umgeschmolzen ("vacuum arc remelted", VAR) und zu einer Platte geschmiedet. Die Platten wurden in einem Laborwalzwerk wie nachfolgend beschrieben TMCP-verarbeitet. Tabelle 11 zeigt die chemische Zusammensetzung der für die TMCP verwendeten Legierungen. 



   Tabelle 11 

 <Desc/Clms Page number 15> 

 
 EMI15.1 
 
<tb> Legierung
<tb> 
<tb> ¯¯¯ <SEP> B1 <SEP> B2 <SEP> B3 <SEP> B4 <SEP> B5 <SEP> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Schmelzen <SEP> VIM <SEP> VIM <SEP> VIM+VAR <SEP> VIM <SEP> VIM
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> C <SEP> (Gew. <SEP> -%) <SEP> 0,060 <SEP> 0,060 <SEP> 0,053 <SEP> 0,040 <SEP> 0,034
<tb> 
<tb> 
<tb> Mn <SEP> (Gew.-%) <SEP> 1,40 <SEP> 1,49 <SEP> 1,72 <SEP> 1,69 <SEP> 1,59 <SEP> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Ni <SEP> (Gew. <SEP> -%) <SEP> 2,02 <SEP> 2,99 <SEP> 2,07 <SEP> 3,30 <SEP> 1,98
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Mo <SEP> (Gew.-%) <SEP> 0,20 <SEP> 0,21 <SEP> 0,20 <SEP> 0,21 <SEP> 0,20 <SEP> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Cu <SEP> (Gew.-%) <SEP> 0,30 <SEP> 0,30 <SEP> 0,24 <SEP> 0,30 <SEP> 0,29
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Nb <SEP> (Gew.

   <SEP> -%) <SEP> 0,032 <SEP> 0,032 <SEP> 0,029 <SEP> 0,033 <SEP> 0,028
<tb> 
<tb> 
<tb> Si <SEP> (Gew.-%) <SEP> 0,09 <SEP> 0,09 <SEP> 0,12 <SEP> 0,08 <SEP> 0,08 <SEP> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Ti <SEP> (Gew.-%) <SEP> 0,013 <SEP> 0,013 <SEP> 0,009 <SEP> 0,013 <SEP> 0,008
<tb> 
<tb> 
<tb> AI <SEP> (Gew.-%) <SEP> 0,013 <SEP> 0,015 <SEP> 0,001 <SEP> 0,015 <SEP> 0,008
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> B <SEP> (ppm) <SEP> 9 <SEP> 10 <SEP> 13 <SEP> 11 <SEP> 11
<tb> 
<tb> 
<tb> O <SEP> (ppm) <SEP> 14 <SEP> 18 <SEP> 8 <SEP> 15 <SEP> 15
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> S <SEP> (ppm) <SEP> 17 <SEP> 16 <SEP> 16 <SEP> 17 <SEP> 19
<tb> 
<tb> 
<tb> N <SEP> (ppm) <SEP> 21 <SEP> 20 <SEP> 21 <SEP> 22 <SEP> 16
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> P <SEP> (ppm) <SEP> 20 <SEP> 20 <SEP> 20 <SEP> 20 <SEP> 20
<tb> 
<tb> 
<tb> Cr <SEP> (Gew.

   <SEP> -%) <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> 0,05 <SEP> 0,21
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Nc <SEP> 2,83 <SEP> 3,08 <SEP> 3,07 <SEP> 3,11 <SEP> 2,86
<tb> 
 
Die Platten wurden zuerst in einem Temperaturbereich von ca. 1000 bis ca. 1050 C (1832 bis ca. 1922 F) für ca. 1 h vor dem Walzbeginn gemäss den in Tabelle 111 gezeigten TMCP-Schemata wiedererwärmt :

   
Tabelle 111 
 EMI15.2 
 
<tb> Stich <SEP> Dicke <SEP> (mm) <SEP> ¯¯¯¯¯¯ <SEP> Temperatur, <SEP>  C
<tb> 
<tb> 
<tb> nach <SEP> Stich <SEP> B1 <SEP> B2 <SEP> B3 <SEP> B4 <SEP> B5
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0 <SEP> 130 <SEP> 1044 <SEP> 1001 <SEP> 988 <SEP> 1004 <SEP> 1000
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 1 <SEP> 117 <SEP> 972 <SEP> 974 <SEP> 971 <SEP> 973 <SEP> 972
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 2 <SEP> 100 <SEP> 961 <SEP> 963 <SEP> 961 <SEP> 963 <SEP> 961
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Verzögerung,

   <SEP> Drehen <SEP> des <SEP> Werkstücks <SEP> auf <SEP> die <SEP> Seite
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 3 <SEP> 85 <SEP> 868 <SEP> 871 <SEP> 867 <SEP> 871 <SEP> 870
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 4 <SEP> 72 <SEP> 856 <SEP> 859 <SEP> 856 <SEP> 861 <SEP> 860
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 5 <SEP> 61 <SEP> 847 <SEP> 849 <SEP> 847 <SEP> 848 <SEP> 850
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 6 <SEP> 51 <SEP> 839 <SEP> 839 <SEP> 837 <SEP> 838 <SEP> 838
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 7 <SEP> 43 <SEP> 828 <SEP> 830 <SEP> 828 <SEP> 826 <SEP> 829
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> ¯¯¯¯¯ <SEP> Verzögerung,

   <SEP> Drehen <SEP> des <SEP> Werkstücks <SEP> auf <SEP> die <SEP> Seite
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 8 <SEP> 36 <SEP> 699 <SEP> 670 <SEP> 700 <SEP> 652 <SEP> 707
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 9 <SEP> 30 <SEP> 688 <SEP> 662 <SEP> 688 <SEP> 640 <SEP> 685 <SEP> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 10 <SEP> 25 <SEP> 678 <SEP> 650 <SEP> 677 <SEP> 630 <SEP> 676
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> QST <SEP> ( C) <SEP> Umgebungstemperatur
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Abkühlungsgeschwindigkeit <SEP> auf <SEP> QST <SEP> 26 <SEP> 25 <SEP> 26 <SEP> 26 <SEP> 25
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> ( C/s)
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Pfannkuchendicke, <SEP> ,um <SEP> 3,08 <SEP> 3,02 <SEP> 2,67 <SEP> 3,26 <SEP> 3,28
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> (gemessen <SEP> bei <SEP> 1/4 <SEP> der <SEP> Blechdicke)

  
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 16> 

 
Die Zugfestigkeit in Querrichtung und DBTT der Bleche der Tabellen 11 und 111sind in der Tabel- le IV zusammengefasst. Die in Tabelle IV zusammengefassten Zugfestigkeiten und DBTTs wurden in der Querrichtung gemessen, d. h. einer Richtung, die in der Walzebene liegt, aber senkrecht zur Blech-Walzrichtung, worin die langen Abmessungen des Zugprobekörpers und des Carpy- Spitzkerbhammers im wesentlichen parallel zu dieser Richtung mit der im wesentlichen senkrecht zu dieser Richtung stehenden Rissfortbildung waren. Ein signifikanter Vorteil dieser Erfindung ist die Fähigkeit, die in Tabelle IV zusammengefassten DBTT-Werte in der Querrichtung in der im vorhergehenden Satz beschriebenen Weise zu erhalten.

   Gemäss der in Tabelle 111 gezeigten TMCP umfasst die Mikrostruktur der Blechprobe B3 (i) ca. 10   Vol.-%   Ferrit (hauptsächlich deformierter Ferrit) und   (ii)   eine zweite Phase, die hauptsächlich (ca. 70   Vol.-%)   feinkörnigen Lanzettmartensit umfasst, und   (iii)   ca. 1,6   Vol.-%   Abschreckaustenit-Schichten an Martensit-Lanzettgrenzen. Die anderen Nebenbestandteile der Mikrostruktur sind FGB. Daher erfüllt die Mikrostruktur der Blech- probe B3 mit effektivem B eine der Ausführungsformen dieser Erfindung. Dies führt zu einer aus- gezeichneten hohen Festigkeit und DBTT in der Querrichtung wie in Tabelle IV gezeigt.

   Anderer- seits besitzen die Blechproben B1, B2, B4 und B5 variable Mikrostrukturen, die alle die Aufgaben dieser Erfindung erfüllen, mit Ferrit im Bereich von ca. 10 bis ca. 20   Vol.-%   (hauptsächlich defor- mierter Ferrit) und einer zweiten Phase aus hauptsächlich bis zu ca. 75   Vol.-%   FGB. Die Menge an Abschreckaustenit in diesen Blechproben ist ebenfalls variabel, aber weniger als ca. 2,5   Vol.-%   in allen Proben. Die anderen Nebenbestandteile in all diesen vier Blechen schliessen feinkörnigen Lanzettmartensit ein. Daher erfüllen diese Bleche eine andere Ausführungsform, worin die zweite Phase hauptsächlich FGB ist. In diesem Fall ist die Festigkeit etwas geringer, im Bereich von 870 bis 945 MPa (126 bis 137 ksi), aber erneut bieten die Stähle eine ausgezeichnete Zähigkeit.

   Bor in den Blechproben B1, B2, B4 und B5 ist teilweise mit dem hohen Sauerstoff-Gehalt in diesen Ble- chen gebunden (Tabelle 11) und daher nicht völlig effektiv wie im Fall der Blechprobe B3. Daher weisen all diese Bleche mit FGB als hauptsächlicher Mikrostruktur der zweiten Phase teilweise effektives B und/oder einen Nc-Wert unterhalb 3,0 auf, die beide die Bildung von FGB bei der Verarbeitung dieser Erfindung unterstützen. 



   Bezugnehmend auf Figur 3 wird ein Beispiel der Dreiphasen-Mikrostruktur der Stähle mit effek- tivem B und mit einem Nc-Wert von über ca. 3,0, wenn sie gemäss den Aufgaben dieser Erfindung bearbeitet werden, durch eine transmissionselektronenmikroskopische Aufnahme dargestellt. Die transmissionselektronenmikroskopische Aufnahme der Figur 3 zeigt eine Mikrostruktur, die defor- mierten Ferrit 31, feinkörnigen Lanzettmartensit 32 und Abschreckaustenit 33 umfasst. Diese Mikro- struktur kann höhe Festigkeiten (Querrichtung) von ca. 1000 MPa und höher mit einer ausgezeich-   neten DBTT in der Querrichtung bereitstellen ; TabelleIV. Figur 4 stellt ein Beispiel für eine Mikro-   struktur von Stählen mit teilweise effektivem B und/oder niedrigem Nc-Wert gemäss dieser Erfi n- dung dar, die eine zweite Phase aus hauptsächlich FGB-Mikrostruktur besitzen.

   Die transmissi- onselektronenmikroskopische Aufnahme der Figur 4 zeigt eine Mikrostruktur, die bainitischen Ferrit 41 und Teilchen aus   Martensit/Abschreckaustenit   42 umfasst. Diese Mikrostruktur kann Festigkeiten von über 830 MPa (120 ksi) mit einer ausgezeichneten DBTT in der Querrichtung bereitstellen. 



   Tabelle IV 
 EMI16.1 
 
<tb> Legierung <SEP> B1 <SEP> B2 <SEP> B3 <SEP> B4 <SEP> B5
<tb> 
<tb> Zugfestigkeit,
<tb> MPa <SEP> (ksi) <SEP> 880 <SEP> 945 <SEP> 1035 <SEP> 940 <SEP> 870
<tb> 
<tb> (128) <SEP> (137) <SEP> (150) <SEP> (136) <SEP> (126)
<tb> 
 
 EMI16.2 
 
 EMI16.3 
 
<tb> (-250) <SEP> (-200) <SEP> (-225) <SEP> (-200) <SEP> (-220)
<tb> 
 (4) Bevorzugte Stahlzusammensetzung, wenn eine Nachschweissungs-Wärmebehandlung ("Post Weld Heat Treatment", PWHT) erforderlich ist 
Eine PWHT wird normalerweise bei hohen Temperaturen durchgeführt, z. B. von mehr als ca. 

 <Desc/Clms Page number 17> 

 



  540 C (1000 F). Die thermische Exposition aus der PWHT kann zu einem Festigkeitsverlust im Basisblech sowie in der geschweissten HAZ aufgrund von Erweichung der Mikrostruktur führen, die mit der Wiederherstellung der Substruktur (d. h. Verlust der Verarbeitungsvorzüge) und Vergröbe- rung von Zementit-Teilchen verbunden ist. Um dies auszuräumen, wird die Basisstahlchemie wie oben beschrieben bevorzugt modifiziert, indem eine geringe Menge Vanadium hinzugegeben wird. 



  Vanadium wird hinzugegeben, um eine Ausscheidungsverfestigung durch Bildung von feinen Vanadiumcarbid-Teilchen (VC) im Basisstahl und in der HAZ nach der PWHT zu ergeben. Diese Verfestigung wird entwickelt, um im wesentlichen dem Festigkeitsverlust bei der PWHT entgegen- zuwirken. Jedoch muss eine übermässige   VC-Verfestigung   vermieden werden, da sie die Zähigkeit verringern und die DBTT sowohl im Basisblech als auch in seiner HAZ erhöhen kann. In der vorlie- genden Erfindung ist eine Obergrenze von ca. 0,1 Gew. -% V aus diesen Gründen bevorzugt. Die Untergrenze ist bevorzugt ca. 0,02 Gew. -%. Besonders bevorzugt wird ca. 0,03 bis ca. 



  0,05 Gew. -% V zum Stahl hinzugegeben. 



   Diese herausragende Kombination von Eigenschaften in den erfindungsgemässen Stählen liefert eine Technologie bei geringen Kosten für bestimmte Tieftemperaturvorgänge, z. B. Lagerung und Transport von Erdgas bei niedrigen Temperaturen. Diese neuen Stähle können signifikante Werkstoffkostenersparnisse für Tieftemperaturanwendungen gegenüber den derzeitigen im Handel befindlichen Stählen des Standes der Technik bereitstellen, welche allgemein weit höhere Nickel- Gehalte (bis zu ca. 9 Gew. -%) erfordern und viel geringere Festigkeiten aufweisen (weniger als ca. 



  830 MPa (120   ksi)).   Chemie- und Mikrostrukturentwicklung werden verwendet, um die DBTT zu verringern und eine Dickprofilfähigkeit für Schichtdicken von gleich oder mehr als ca. 25 mm (1 Zoll) bereitzustellen. Diese neuen Stähle weisen bevorzugt Nickel-Gehalte von weniger als ca. 



  3 Gew. -% auf, Zugfestigkeiten von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi), bevorzugt mehr als ca. 



  860 MPa (125 ksi), besonders bevorzugt mehr als ca. 900 MPa (130 ksi) und noch mehr bevorzugt mehr als ca. 1000 MPa (145 ksi), Risshaltetemperaturen (DBTTs) für das Basismetall in der Quer- richtung von unter ca. -62 C (-80 F), bevorzugt unter ca. -73 C (-100 F), besonders bevorzugt unter ca. -100 C   (150 F)   und noch mehr bevorzugt unter ca. -123 C (-190 F), und bieten eine ausgezeichnete Zähigkeit an der DBTT. Diese neuen Stähle können eine Zugfestigkeit mehr als 930 MPa (135 ksi) oder mehr als ca. 965 MPa (140 ksi) oder mehr als ca. 1000 MPa (145 ksi) aufweisen. Der Nickel-Gehalt dieser Stähle kann auf über ca. 3 Gew. -% erhöht werden, falls gewünscht, um das Verhalten nach dem Schweissen zu steigern. Von jeder Nickel-Zugabe von 1 Gew. -% wird erwartet, dass sie die DBTT des Stahls um ca. 10 C (18 F) verringert.

   Der Nickel- Gehalt ist bevorzugt weniger als 9 Gew. -%, besonders bevorzugt weniger als ca. 6 Gew. -%. Der Nickel-Gehalt wird bevorzugt minimiert, um die Kosten des Stahls zu minimieren. 



   Obwohl die vorhergehende Erfindung hinsichtlich einer oder mehrerer bevorzugter Ausfüh- rungsformen beschrieben wurde, sollte es selbstverständlich sein, dass andere Modifikationen vorgenommen werden können, ohne vom Umfang der Erfindung abzuweichen, die in den folgen- den Patentansprüchen dargelegt wird. 



   Begriffsglossar: 
 EMI17.1 
 
 EMI17.2 
 
<tb> des <SEP> Erwärmens <SEP> zu <SEP> bilden <SEP> beginnt <SEP> ;
<tb> 
<tb> Ac3-Umwandlungstemperatur: <SEP> die <SEP> Temperatur, <SEP> bei <SEP> der <SEP> die <SEP> Umwandlung <SEP> von
<tb> Ferrit <SEP> zu <SEP> Austenit <SEP> während <SEP> des <SEP> Erwärmens <SEP> beendet <SEP> ist;
<tb> 
<tb> AF <SEP> : <SEP> nadelförmiger <SEP> Ferrit <SEP> ;
<tb> 
<tb> A1203: <SEP> Aluminiumoxid;
<tb> 
 
 EMI17.3 
 
 EMI17.4 
 
<tb> Austenit <SEP> zu <SEP> Ferrit <SEP> oder <SEP> zu <SEP> Ferrit <SEP> plus <SEP> Zementit
<tb> während <SEP> des <SEP> Abkühlens <SEP> beendet <SEP> ist;
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 18> 

 
 EMI18.1 
 
<tb> Ar3-Umwandlungstemperatur:

   <SEP> die <SEP> Temperatur, <SEP> bei <SEP> der <SEP> sich <SEP> Austenit <SEP> während
<tb> 
<tb> des <SEP> Abkühlens <SEP> zu <SEP> Ferrit <SEP> umzuwandeln <SEP> beginnt <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> BCC <SEP> : <SEP> kubisch-raumzentriert <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Zementit: <SEP> eisenreiches <SEP> Carbid;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Abkühlungsgeschwindigkeit: <SEP> Abkühlungsgeschwindigkeit <SEP> im <SEP> Zentrum <SEP> oder <SEP> im
<tb> 
<tb> 
<tb> wesentlichen <SEP> im <SEP> Zentrum <SEP> der <SEP> Blechdicke;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> CRSS <SEP> ("critical <SEP> resolved <SEP> shear <SEP> stress", <SEP> eine <SEP> intrinsische <SEP> Eigenschaft <SEP> eines <SEP> Stahls, <SEP> emp-
<tb> 
<tb> 
<tb> kritische <SEP> abgebaute <SEP> Scherspannung):

   <SEP> findlich <SEP> für <SEP> die <SEP> Leichtigkeit, <SEP> mit <SEP> der <SEP> Versetzun-
<tb> 
<tb> 
<tb> gen <SEP> bei <SEP> Deformation <SEP> quergleiten <SEP> können, <SEP> d.h.
<tb> 
<tb> 
<tb> ein <SEP> Stahl, <SEP> in <SEP> dem <SEP> das <SEP> Quergleiten <SEP> leichter <SEP> ist,
<tb> 
<tb> 
<tb> wird <SEP> ebenfalls <SEP> eine <SEP> niedrige <SEP> CRSS <SEP> und <SEP> damit
<tb> 
<tb> 
<tb> eine <SEP> geringe <SEP> DBTT <SEP> aufweisen;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Tieftemperatur <SEP> : <SEP> jede <SEP> Temperatur <SEP> von <SEP> weniger <SEP> als <SEP> ca. <SEP> -40 C
<tb> 
<tb> 
<tb> (-40 F);
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> DBTT <SEP> ("Ductile <SEP> to <SEP> Brittle <SEP> Transition <SEP> skizziert <SEP> die <SEP> zwei <SEP> Bruchbereiche <SEP> in <SEP> Baustählen;
<tb> 
<tb> 
<tb> Temperature", <SEP> Risshaltetemperatur):

   <SEP> bei <SEP> Temperaturen <SEP> unterhalb <SEP> der <SEP> DBTT <SEP> neigt
<tb> 
<tb> 
<tb> Versagen <SEP> durch <SEP> Niedrigenergie-Trenn-(Spröd)-
<tb> 
<tb> 
<tb> Bruch <SEP> aufzutreten, <SEP> während <SEP> bei <SEP> Temperaturen
<tb> 
<tb> 
<tb> oberhalb <SEP> der <SEP> DBTT <SEP> das <SEP> Versagen <SEP> durch <SEP> Hoch-
<tb> 
<tb> 
<tb> energie-Verformungsbruch <SEP> aufzutreten <SEP> neigt;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> deformierter <SEP> Ferrit <SEP> (DG) <SEP> :

   <SEP> wie <SEP> in <SEP> der <SEP> Beschreibung <SEP> dieser <SEP> Erfindung <SEP> ver-
<tb> 
<tb> 
<tb> wendet, <SEP> Ferrit, <SEP> der <SEP> sich <SEP> aus <SEP> der <SEP> Austenit-Zerset-
<tb> 
<tb> 
<tb> zung <SEP> während <SEP> der <SEP> interkritischen <SEP> Exposition <SEP> bil-
<tb> 
<tb> 
<tb> det <SEP> und <SEP> aufgrund <SEP> von <SEP> Warmwalzen <SEP> im <SEP> Anschluss
<tb> 
<tb> 
<tb> an <SEP> seine <SEP> Bildung <SEP> eine <SEP> Deformation <SEP> erfährt;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Zweiphasen <SEP> : <SEP> wie <SEP> in <SEP> der <SEP> Beschreibung <SEP> dieser <SEP> Erfindung <SEP> ver-
<tb> 
<tb> 
<tb> wendet, <SEP> wenigstens <SEP> zwei <SEP> Phasen;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> DUB <SEP> : <SEP> degenerierter <SEP> oberer <SEP> Bainit;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> effektive <SEP> Korngrösse <SEP> :

   <SEP> in <SEP> der <SEP> Beschreibung <SEP> dieser <SEP> Erfindung <SEP> ver-
<tb> 
<tb> 
<tb> wendet, <SEP> bezeichnet <SEP> sie <SEP> die <SEP> mittlere <SEP> Austenit-
<tb> 
<tb> 
<tb> Pfannkuchendicke <SEP> nach <SEP> Beendigung <SEP> des <SEP> Wal-
<tb> 
<tb> 
<tb> zens <SEP> in <SEP> der <SEP> TMCP <SEP> gemäss <SEP> dieser <SEP> Erfindung <SEP> bzw.
<tb> 
<tb> 
<tb> die <SEP> mittlere <SEP> Paketbreite <SEP> oder <SEP> mittlere <SEP> Komgrösse
<tb> 
<tb> 
<tb> nach <SEP> Beendigung <SEP> der <SEP> Umwandlung <SEP> der <SEP> Auste-
<tb> 
<tb> 
<tb> nit-Pfannkuchen <SEP> zu <SEP> Paketen <SEP> aus <SEP> feinkörnigem
<tb> 
<tb> 
<tb> Lanzettmartensit <SEP> und/oder <SEP> feinkörnigem <SEP> unte-
<tb> 
<tb> 
<tb> rem <SEP> Bainit <SEP> oder <SEP> FGB;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> im <SEP> wesentlichen <SEP> : <SEP> wesentlichen <SEP> 100 <SEP> Vol.-%;

   <SEP> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> FCC <SEP> : <SEP> kubisch-flächenzentriert;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> FGB <SEP> ("fine <SEP> granular <SEP> bainite", <SEP> feinkörniger <SEP> wie <SEP> in <SEP> der <SEP> Beschreibung <SEP> dieser <SEP> Erfindung <SEP> ver-
<tb> 
<tb> 
<tb> Bainit): <SEP> wendet, <SEP> ein <SEP> Aggregat, <SEP> das <SEP> ca. <SEP> 60 <SEP> bis <SEP> ca.
<tb> 
<tb> 



  95 <SEP> Vol.-% <SEP> bainitischen <SEP> Ferrit <SEP> und <SEP> bis <SEP> zu <SEP> ca.
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 19> 

 
 EMI19.1 
 
<tb> 



  5 <SEP> Vol.-% <SEP> bis <SEP> ca. <SEP> 40 <SEP> Vol.-% <SEP> dispergierte <SEP> Teilchen
<tb> aus <SEP> Mischungen <SEP> aus <SEP> Lanzettmartensit <SEP> und
<tb> Abschreckaustenit <SEP> umfasst <SEP> ;
<tb> 
<tb> Korn <SEP> : <SEP> ein <SEP> individueller <SEP> Kristall <SEP> in <SEP> einem <SEP> polykristallinen
<tb> Material <SEP> ;
<tb> 
<tb> Korngrenze <SEP> : <SEP> eine <SEP> enge <SEP> Zone <SEP> in <SEP> einem <SEP> Metall, <SEP> entsprechend
<tb> dem <SEP> Übergang <SEP> von <SEP> einer <SEP> kristallographischen
<tb> Orientierung <SEP> zu <SEP> einer <SEP> anderen, <SEP> wodurch <SEP> ein
<tb> Korn <SEP> von <SEP> einem <SEP> anderen <SEP> getrennt <SEP> wird;
<tb> 
<tb> HAZ <SEP> : <SEP> Wärmeeinfl <SEP> usszone <SEP> ("heat <SEP> affected <SEP> zone");
<tb> 
<tb> HIC:

   <SEP> Wasserstoff-induziertes <SEP> Reissen <SEP> ("hydrogen <SEP> hduced <SEP> cracking");
<tb> 
<tb> Grosswinkel-Grenze <SEP> oder <SEP> -Grenzfläche: <SEP> Grenze <SEP> oder <SEP> Grenzfläche, <SEP> die <SEP> sich <SEP> effektiv <SEP> als
<tb> eine <SEP> Grosswinkel-Korngrenze <SEP> verhält, <SEP> d. <SEP> h. <SEP> dazu
<tb> neigt, <SEP> einen <SEP> sich <SEP> ausbreitenden <SEP> Riss <SEP> oder <SEP> Bruch
<tb> abzulenken, <SEP> und <SEP> dadurch <SEP> eine <SEP> Verwindung <SEP> im
<tb> Bruchpfad <SEP> induziert;
<tb> 
<tb> Grosswinkel-Korngrenze: <SEP> eine <SEP> Korngrenze, <SEP> die <SEP> zwei <SEP> benachbarte <SEP> Körner
<tb> trennt, <SEP> deren <SEP> kristallographische <SEP> Orientierungen
<tb> sich <SEP> um <SEP> mehr <SEP> als <SEP> ca. <SEP> 8  <SEP> unterscheiden <SEP> ;
<tb> 
<tb> HSLA <SEP> :

   <SEP> hochfest, <SEP> niedriglegiert <SEP> ("high <SEP> strength, <SEP> low
<tb> alloy");
<tb> 
<tb> interkritisch <SEP> wiedererwärmt <SEP> : <SEP> (oder <SEP> wiedererwärmt) <SEP> auf <SEP> eine <SEP> Temperatur <SEP> von <SEP> etwa <SEP> der <SEP> Ac1-Umwandlungstemperatur
<tb> bis <SEP> etwa <SEP> zur <SEP> AC3-Umwandlungstemperatur;
<tb> 
 
 EMI19.2 
 
 EMI19.3 
 
<tb> etwa <SEP> zur <SEP> Ac3-Umwandlungstemperatur <SEP> beim
<tb> Erwärmen, <SEP> und <SEP> von <SEP> etwa <SEP> der <SEP> Ar3-Umwandlungstemperatur <SEP> bis <SEP> etwa <SEP> zur <SEP> Ar1-Umwandlungstemperatur <SEP> beim <SEP> Abkühlen;
<tb> 
<tb> niedriglegierter <SEP> Stahl: <SEP> ein <SEP> Stahl, <SEP> der <SEP> Eisen <SEP> und <SEP> weniger <SEP> als <SEP> ca.
<tb> 



  10 <SEP> Gew.-% <SEP> Gesamtlegierungsadditive <SEP> enthält <SEP> ;
<tb> 
<tb> Schweissen <SEP> mit <SEP> geringer <SEP> Wärmeaufnahme: <SEP> Schweissen <SEP> mit <SEP> Lichtbogenenergien <SEP> von <SEP> bis <SEP> zu
<tb> ca. <SEP> 2,5 <SEP> kJ/mm <SEP> (7,6 <SEP> kJ/Zoll);
<tb> 
<tb> MA <SEP> : <SEP> Martensit-Austenit <SEP> ;
<tb> 
<tb> mittlere <SEP> Gleitdistanz: <SEP> effektive <SEP> Korngrösse;
<tb> 
<tb> Neben- <SEP> : <SEP> wie <SEP> in <SEP> der <SEP> Beschreibung <SEP> der <SEP> vorliegenden <SEP> Erfindung, <SEP> meint <SEP> es <SEP> weniger <SEP> als <SEP> ca. <SEP> 50 <SEP> Vol.-%;
<tb> 
<tb> Ms-Umwandlungstemperatur:

   <SEP> die <SEP> Temperatur, <SEP> bei <SEP> der <SEP> die <SEP> Umwandlung <SEP> von
<tb> Austenit <SEP> zu <SEP> Martensit <SEP> während <SEP> des <SEP> Abkühlens
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 20> 

 
 EMI20.1 
 
<tb> beginnt <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Nc <SEP> : <SEP> ein <SEP> Faktor, <SEP> der <SEP> durch <SEP> die <SEP> Chemie <SEP> des <SEP> Stahls <SEP> als
<tb> 
<tb> 
<tb> {Nc <SEP> = <SEP> 12,0*C <SEP> + <SEP> Mn <SEP> + <SEP> 0,8*Cr <SEP> + <SEP> 0,15 <SEP> * <SEP> (Ni <SEP> + <SEP> Cu) <SEP> +
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,4*Si <SEP> + <SEP> 2,0*V <SEP> + <SEP> 0,7*Nb <SEP> + <SEP> 1,5*Mo} <SEP> definiert <SEP> wird,
<tb> 
<tb> 
<tb> worin <SEP> C, <SEP> Mn, <SEP> Cr, <SEP> Ni, <SEP> Cu, <SEP> Si, <SEP> V, <SEP> Nb, <SEP> Mo <SEP> ihre <SEP> je-
<tb> 
<tb> 
<tb> weiligen <SEP> Gew.-%-Anteile <SEP> im <SEP> Stahl <SEP> darstellen <SEP> ;

  
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> PF <SEP> : <SEP> polygonaler <SEP> Ferrit;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> hauptsächlich <SEP> : <SEP> wie <SEP> in <SEP> der <SEP> Beschreibung <SEP> der <SEP> vorliegenden <SEP> Erfi <SEP> n- <SEP> 
<tb> 
<tb> 
<tb> dung <SEP> verwendet, <SEP> meint <SEP> es <SEP> wenigstens <SEP> ca.
<tb> 
<tb> 
<tb> 



  50 <SEP> Vol.-%;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> frühere <SEP> Austenit-Korngrösse: <SEP> durchschnittliche <SEP> Austenit-Korngrösse <SEP> in <SEP> einem
<tb> 
<tb> 
<tb> warmgewalzten <SEP> Stahlblech <SEP> vor <SEP> dem <SEP> Walzen <SEP> im
<tb> 
<tb> 
<tb> Temperaturbereich, <SEP> in <SEP> dem <SEP> Austenit <SEP> nicht
<tb> 
<tb> 
<tb> rekristallisiert;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Abschrecken <SEP> :

   <SEP> wie <SEP> in <SEP> der <SEP> Beschreibung <SEP> der <SEP> vorliegenden <SEP> Erfi <SEP> n-
<tb> 
<tb> 
<tb> dung <SEP> verwendet, <SEP> das <SEP> beschleunigte <SEP> Abkühlen
<tb> 
<tb> 
<tb> durch <SEP> ein <SEP> beliebiges <SEP> Mittel, <SEP> wobei <SEP> eine <SEP> nach
<tb> 
<tb> 
<tb> ihrer <SEP> Tendenz <SEP> zu <SEP> Erhöhung <SEP> der <SEP> Abkühlungs-
<tb> 
<tb> 
<tb> geschwindigkeit <SEP> des <SEP> Stahls <SEP> ausgewählte <SEP> Flüs-
<tb> 
<tb> 
<tb> sigkeit <SEP> verwendet <SEP> wird, <SEP> im <SEP> Gegensatz <SEP> zu <SEP> Luft-
<tb> 
<tb> 
<tb> kühlen;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Abschreckstopptemperatur <SEP> ("Quench <SEP> Stop <SEP> die <SEP> höchste <SEP> oder <SEP> im <SEP> wesentlichen <SEP> die <SEP> höchste
<tb> 
<tb> 
<tb> Temperature", <SEP> QST):

   <SEP> Temperatur, <SEP> die <SEP> an <SEP> der <SEP> Oberfläche <SEP> des <SEP> Blechs
<tb> 
<tb> 
<tb> nach <SEP> dem <SEP> Beenden <SEP> des <SEP> Abschreckens <SEP> erreicht
<tb> 
<tb> 
<tb> wird, <SEP> aufgrund <SEP> von <SEP> aus <SEP> der <SEP> Dickenmitte <SEP> des
<tb> 
<tb> 
<tb> Blechs <SEP> übertragener <SEP> Wärme;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> RA <SEP> : <SEP> Abschreckaustenit <SEP> ("retained <SEP> austenite");
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Platte <SEP> : <SEP> ein <SEP> Stück <SEP> Stahl <SEP> mit <SEP> beliebigen <SEP> Abmessungen;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Sv <SEP> : <SEP> Gesamtgrenzfläche <SEP> der <SEP> Grosswinkel-Grenzen
<tb> 
<tb> 
<tb> pro <SEP> Einheitsvolumen <SEP> im <SEP> Stahlblech;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Zugfestigkeit <SEP> :

   <SEP> im <SEP> Zugversuch <SEP> das <SEP> Verhältnis <SEP> von <SEP> maximaler
<tb> 
<tb> 
<tb> Belastung <SEP> zu <SEP> ursprünglicher <SEP> Querschnittsfläche;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Dickprofilfähigkeit: <SEP> die <SEP> Fähigkeit, <SEP> im <SEP> wesentlichen <SEP> die <SEP> gewünschte
<tb> 
<tb> 
<tb> Mikrostruktur <SEP> und <SEP> Eigenschaften <SEP> (z. <SEP> B. <SEP> Festigkeit
<tb> 
<tb> 
<tb> und <SEP> Zähigkeit) <SEP> bereitzustellen, <SEP> insbesondere <SEP> bei
<tb> 
<tb> 
<tb> Dicken <SEP> von <SEP> gleich <SEP> oder <SEP> mehr <SEP> als <SEP> 25 <SEP> mm <SEP> (1 <SEP> Zoll);
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Dickenrichtung <SEP> : <SEP> eine <SEP> Richtung, <SEP> die <SEP> rechtwinklig <SEP> zur <SEP> Ebene <SEP> des
<tb> 
<tb> Walzens <SEP> ist <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> TiC <SEP> :

   <SEP> Titancarbid <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> TiN <SEP> : <SEP> Titannitrid <SEP> ;
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 21> 

 
 EMI21.1 
 
<tb> Tnr- <SEP> Temperatur: <SEP> die <SEP> Temperatur, <SEP> unterhalb <SEP> derer <SEP> Austenit <SEP> nicht
<tb> rekristallisiert;
<tb> 
<tb> TMCP <SEP> : <SEP> thermomechanisch <SEP> kontrollierte <SEP> Walzverarbeitung <SEP> ("thermo-mechanical <SEP> controlled <SEP> rolling
<tb> processing");
<tb> 
<tb> Querrichtung: <SEP> eine <SEP> Richtung, <SEP> die <SEP> in <SEP> der <SEP> Walzebene <SEP> liegt, <SEP> aber
<tb> senkrecht <SEP> zur <SEP> Blechwalzrichtung <SEP> ist <SEP> ;
<tb> 
<tb> Dreiphasen <SEP> : <SEP> wie <SEP> in <SEP> der <SEP> Beschreibung <SEP> dieser <SEP> Erfindung <SEP> verwendet, <SEP> wenigstens <SEP> drei <SEP> Phasen;
<tb> 
<tb> UB:

   <SEP> oberer <SEP> Bainit <SEP> ("upper <SEP> bainite");
<tb> 
<tb> VAR <SEP> : <SEP> Vakuumlichtbogen-umgeschmolzen <SEP> ("vacuum
<tb> arc <SEP> remelted"); <SEP> und
<tb> 
<tb> VIM: <SEP> Vakuuminduktions-geschmolzen <SEP> ("vacuum <SEP> induction <SEP> melted").
<tb> 
 



   PATENTANSPRÜCHE: 1. Verfahren zur Herstellung eines Dreiphasen-Stahlblechs mit einer Mikrostruktur, die nicht mehr als ca. 40   Vol.-%   einer ersten Phase aus Ferrit, ca. 50 bis ca. 90 Vol.-% einer zwei- ten Phase aus hauptsächlich feinkörnigem Lanzettmartensit, feinkörnigem unterem Bainit, feinkörnigem Bainit (FGB) oder Mischungen daraus und nicht mehr als ca. 10 Vol.-% einer dritten Phase aus Abschreckaustenit umfasst, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst : (a) Erwärmen einer Stahlplatte auf eine Wiedererwärmungstemperatur, die ausreichend hoch ist, um (i) die Stahlplatte im wesentlichen zu homogenisieren, (ii) im wesentlichen alle Carbide und Kohlenstoffnitride von Niob und Vanadium in der Stahlplatte aufzu- lösen und (iii) feine Austenit-Startkörner in der Stahlplatte zu erzeugen;

   (b) Reduzieren der Stahlplatte zur Bildung eines Stahlblechs in einem oder mehreren 
Warmwalzstichen in einem ersten Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert; (c) weiteres Reduzieren des Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in ei- nem zweiten Temperaturbereich unterhalb etwa der   Tnr-Temperatur   und oberhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur;

   (d) weiteres Reduzieren des Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem dritten Temperaturbereich zwischen etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur und etwa der Ar1-Umwandlungstemperatur, (e) Abschrecken des Stahlblechs mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von wenigstens ca. 10 C pro Sekunde (18 F/s) auf eine Abschreckstopp-Temperatur von unterhalb   etwa 600 C   (1110 F);

   und   (f) Beenden   des Abschreckens, wobei die Schritte so durchgeführt werden, um die   Um-   wandlung der Mikrostruktur des Stahlblechs zu bis zu ca. 40 Vol.-% einer ersten Phase aus Ferrit, ca. 50 bis ca. 90 Vol.-% einer zweiten Phase aus hauptsächlich feinkörni- gem Lanzettmartensit, feinkörnigem unteren Bainit, feinkörnigem Bainit (FGB) oder Mi- schungen daraus und bis zu ca. 10 Vol.-% einer dritten Phase aus Abschreckaustenit zu erleichtern.

Claims (1)

  1. 2. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin Schritt (f) durch den folgenden Schritt ersetzt wird: (f) Beenden des Abschreckens, wobei die Schritte so durchgeführt werden, um die Umwandlung der Mikrostruktur des Stahlblechs zu nicht mehr als ca. 40 Vol.-% einer ersten Phase aus deformiertem Ferrit, ca. 50 bis ca. 90 Vol.-% einer zweiten Phase <Desc/Clms Page number 22> aus hauptsächlich feinkörnigem Lanzettmartensit, feinkörnigem unterem Bainit, fein- körnigem Bainit (FGB) oder Mischungen daraus und nicht mehr als ca. 10 Vol.-% einer dritten Phase aus Abschreckaustenit zu erleichtern.
    3. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin Schritt (f) durch den folgenden Schritt ersetzt wird: (f) Beenden des Abschreckens, wobei die Schritte so durchgeführt werden, um die Umwandlung der Mikrostruktur des Stahlblechs zu nicht mehr als ca. 40 Vol.-% einer ersten Phase aus Ferrit, ca. 50 bis ca. 90 Vol.-% einer zweiten Phase aus hauptsäch- lich feinkörnigem Bainit (FGB) und nicht mehr als ca. 10 Vol.-% einer dritten Phase aus Abschreckaustenit zu erleichtern.
    4. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin Schritt (f) durch den folgenden Schritt ersetzt wird: (f) Beenden des Abschreckens, wobei die Schritte so durchgeführt werden, um die Umwandlung der Mikrostruktur des Stahlblechs zu nicht mehr als ca. 40 Vol.-% einer ersten Phase aus Ferrit, ca. 50 bis ca. 90 Vol.-% einer zweiten Phase aus hauptsäch- lich feinkörnigem Lanzettmartensit, feinkörnigem unterem Bainit oder Mischungen dar- aus und nicht mehr als ca. 10 Vol.-% einer dritten Phase aus Abschreckaustenit zu er- leichtern.
    5. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin Schritt (f) durch den folgenden Schritt ersetzt wird: (f) Beenden des Abschreckens, wobei die Schritte so durchgeführt werden, um die Umwandlung der Mikrostruktur des Stahlblechs zu nicht mehr als ca. 40 Vol.-% einer ersten Phase aus deformiertem Ferrit, ca. 50 bis ca. 90 Vol.-% einer zweiten Phase aus hauptsächlich feinkörnigem Bainit (FGB) und nicht mehr als ca. 10 Vol.-% einer dritten Phase aus Abschreckaustenit zu erleichtern.
    6. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin Schritt (f) durch den folgenden Schritt ersetzt wird: (f) Beenden des Abschreckens, wobei die Schritte so durchgeführt werden, um die Umwandlung der Mikrostruktur des Stahlblechs zu nicht mehr als ca. 40 Vol.-% einer ersten Phase aus deformiertem Ferrit, ca. 50 bis ca. 90 Vol.-% einer zweiten Phase aus hauptsächlich feinkörnigem Lanzettmartensit, feinkörnigem unterem Bainit oder Mischungen daraus und nicht mehr als ca. 10 Vol.-% einer dritten Phase aus Ab- schreckaustenit zu erleichtern.
    7. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin die Wiedererwärmungstemperatur des Schrittes (a) zwischen ca. 955 und ca. 1100 C liegt (1750 bis 2012 F).
    8. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin die feinen Austenit-Startkörner aus Schritt (a) eine Korngrösse von weniger als ca. 120 #m haben.
    9. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin eine Reduktion der Dicke der Stahlplatte von ca. 30 bis ca. 70 % in Schritt (b) auftritt.
    10. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin eine Reduktion der Dicke des Stahlblechs von ca. 40 bis ca. 80 % in Schritt (c) auftritt.
    11. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin eine Reduktion der Dicke des Stahlblechs von ca. 15 bis 50 % in Schritt (d) auftritt.
    12. Verfahren gemäss Anspruch 1, welches weiterhin den Schritt des Luftkühlenlassens des Stahlblechs auf Umgebungstemperatur nach Beendigung des Abschreckens in Schritt (f) umfasst.
    13. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin die Stahlplatte aus Schritt (a) Eisen und die folgenden Legierungselemente in den angegebenen Gew. -%en umfasst : ca. 0,03 bis ca. 0,12 % C, wenigstens ca. 1 bis weniger als ca. 9 % Ni, ca. 0,02 bis ca. 0,1 % Nb, ca. 0,008 bis ca. 0,03 % Ti, ca. 0,001 bis ca. 0,05 % AI und ca. 0,002 bis ca. 0,005 % N.
    14. Verfahren gemäss Anspruch 13, worin die Stahlplatte weniger als ca. 6 Gew. -% Ni umfasst.
    15. Verfahren gemäss Anspruch 13, worin die Stahlplatte weniger als ca. 3 Gew. -% Ni umfasst und zusätzlich ca. 0,5 bis ca. 2,5 Gew. -% Mn umfasst.
    16. Verfahren gemäss Anspruch 13, worin die Stahlplatte weiterhin wenigstens ein Additiv umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus (i) bis zu ca. 1,0 Gew. -% Cr, (ii) bis zu ca. <Desc/Clms Page number 23>
    0,8 Gew.-% Mo, (iii) bis zu ca. 0,5 % Si, (iv) ca. 0,02 bis ca. 0,10 Gew.-% V, (v) ca. 0,1bis ca. 1,0 Gew. -% Cu, (vi) bis zu ca. 2,5 Gew. -% Mn und (vii) ca. 0,0004 bis ca.
    0,0020 Gew. -% B besteht.
    17. Verfahren gemäss Anspruch 13, worin die Stahlplatte weiterhin ca. 0,0004 bis ca.
    0,0020 Gew. -% B umfasst.
    18. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin das Stahlblech nach Schritt (f) eine DBTT von weni- ger als ca. -62 C (-80 F) im Basisblech und seiner HAZ hat und eine Zugfestigkeit von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi) hat.
    19. Stahlblech mit einer Mikrostruktur, die nicht mehr als ca. 40 Vol.-% einer ersten Phase aus Ferrit, ca. 50 bis ca. 90 Vol.-% einer zweiten Phase aus hauptsächlich feinkörnigem Lan- zettmartensit, feinkörnigem unterem Bainit, feinkörnigem Bainit (FGB) oder Mischungen daraus und nicht mehr als ca. 10 Vol.-% einer dritten Phase aus Abschreckaustenit um- fasst, mit einer Zugfestigkeit von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi) und mit einer DBTT von weniger als ca. -62 C (-80 F) sowohl im Stahlblech als auch in seiner HAZ, und worin das Stahlblech aus einer wiedererwärmten Stahlplatte hergestellt wird, die Eisen und die fol- genden Legierungselemente in den angegebenen Gew. -%en umfasst: ca. 0,03 bis ca. 0,12 % C, wenigstens ca. 1 bis weniger als ca. 9 % Ni, ca. 0,02 bis ca. 0,1 % Nb, ca. 0,008 bis ca. 0,03 % Ti, ca. 0,001 bis ca. 0,05 % AI und ca. 0,002 bis ca. 0,005 % N.
    20. Stahlblech gemäss Anspruch 19, worin die Stahlplatte weniger als ca. 6 Gew.-% Ni umfasst.
    21. Stahlblech gemäss Anspruch 29, worin die Stahlplatte weniger als ca. 3 Gew. -% Ni und zusätzlich ca. 0,5 bis ca. 2,5 Gew. -% Mn umfasst.
    22. Stahlblech gemäss Anspruch 19, das ausserdem wenigstens ein Additiv umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus (i) bis zu ca. 1,0 Gew.-% Cr, (ii) bis zu ca. 0,8 Gew.-% Mo, (iii) bis zu ca. 0,5 % Si, (iv) ca. 0,02 bis ca. 0,10 Gew. -% V, (v) ca. 0,1 bis ca. 1,0 Gew. -% Cu, (vi) bis zu ca. 2,5 Gew. -% Mn und (vii) ca. 0,004 bis ca. 0,0020 Gew. -% B besteht.
    23. Stahlblech gemäss Anspruch 19, das ausserdem ca. 0,0004 bis ca. 0,0020 Gew. -% B um- fasst.
    24. Stahlblech gemäss Anspruch 19, worin die Mikrostruktur optimiert ist, um die Risspfadver- windung durch thermomechanische kontrollierte Walzverarbeitung im wesentlichen zu maximieren, die eine Anzahl von Grosswinkel-Grenzflächen zwischen der ersten Phase aus Ferrit und der zweiten Phase aus hauptsächlich feinkörnigem Lanzettmartensit, feinkörni- gem unterem Bainit, feinkörnigem Bainit (FGB) oder Mischungen daraus bereitstellt.
    25. Verfahren zur Steigerung der Rissausbreitungsbeständigkeit eines Dreiphasen-Stahlblechs, wobei das Verfahren die Bearbeitung des Stahlblechs zur Erzeugung einer Mikrostruktur umfasst, die nicht mehr als ca. 40 Vol.-% einer ersten Phase aus Ferrit, ca. 50 bis ca.
    90 Vol.-% einer zweiten Phase aus hauptsächlich feinkörnigem Lanzettmartensit, feinkör- nigem unterem Bainit, feinkörnigem Bainit (FGB) oder Mischungen daraus und nicht mehr als ca. 10 Vol.-% einer dritten Phase aus Abschreckaustenit umfasst, wobei die Mikrostruk- tur so optimiert wird, um die Risspfadverwindung durch thermomechanische kontrollierte Walzverarbeitung im wesentlichen zu maximieren, die eine Anzahl von Grosswinkel- Grenzflächen zwischen der ersten Phase aus Ferrit und der zweiten Phase aus haupt- sächlich feinkörnigem Lanzettmartensit, feinkörnigem unterem Bainit, feinkörnigem Bainit (FGB) oder Mischungen daraus bereitstellt.
    26. Verfahren gemäss Anspruch 25, worin die Rissausbreitungsbeständigkeit des Stahlblechs weiter gesteigert wird und die Rissausbreitungsbeständigkeit der HAZ des Stahlblechs, wenn es geschweisst wird, gesteigert wird, indem wenigstens ca. 1,0 bis weniger als ca.
    9 Gew.-% Ni hinzugegeben und die Zugabe von BCC-stabilisierenden Elementen im wesentlichen minimiert wird.
    27. Verfahren zur Kontrolle des mittleren Verhältnisses von Austenitkornlänge zu Austenit- korndicke während der Bearbeitung eines ultrahochfesten, Dreiphasen-Stahlblechs, um die Zähigkeit in Querrichtung und DBTT in Querrichtung des Dreiphasen-Stahlblechs zu <Desc/Clms Page number 24> verbessern, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: (a) Erwärmen einer Stahlplatte auf eine Wiedererwärmungstemperatur, die ausreichend hoch ist, um (i) die Stahlplatte im wesentlichen zu homogenisieren, (ii) im wesentlichen alle Carbide und Kohlenstoffnitride von Niob und Vanadium in der Stahlplatte aufzu- lösen und (iii) feine Austenit-Startkörner in der Stahlplatte zu erzeugen; (b) Reduzieren der Stahlplatte zur Bildung eines Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem ersten Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert;
    (c) weiteres Reduzieren des Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem zweiten Temperaturbereich unterhalb etwa der Tr-Temperatur und oberhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur; (d) weiteres Reduzieren des Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem dritten Temperaturbereich zwischen etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur und etwa der Ar1-Umwandlungstemperatur, um so ein mittleres Verhältnis der Austenit- kornlänge zur Austenitkorndicke von weniger als ca. 100 im Stahlblech zu erzeugen;
    (e) Abschrecken des Stahlblechs mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von wenigstens ca. 10 C pro Sekunde (18 F/s) auf eine Abschreckstopp-Temperatur von unterhalb etwa 600 C (1110 F); und (f) Beenden des Abschreckens, um so eine Mikrostruktur im Stahlblech aus nicht mehr als ca. 40 Vol.-% einer ersten Phase aus Ferrit, ca. 50 bis ca. 90 Vol.-% einer zweiten Phase aus hauptsächlich feinkörnigem Lanzettmartensit, feinkörnigem unterem Bainit, feinkörnigem Bainit (FGB) oder Mischungen daraus und nicht mehr als ca. 10 Vol.-% einer dritten Phase aus Abschreckaustenit zu erzeugen.
    HIEZU 4 BLATT ZEICHNUNGEN
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